JPH04236723A - 時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH04236723A JPH04236723A JP1136391A JP1136391A JPH04236723A JP H04236723 A JPH04236723 A JP H04236723A JP 1136391 A JP1136391 A JP 1136391A JP 1136391 A JP1136391 A JP 1136391A JP H04236723 A JPH04236723 A JP H04236723A
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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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＣｕを添加した極低炭素
鋼を素材とする深絞り用冷延鋼板の製造方法に関するも
ので、特に、高い成形性を有し、しかも成形後の熱処理
により強度が上昇する冷延鋼板の製造方法を提供するも
のである。最近の自動車業界では冷延鋼板の高強度化に
よって車体重量を軽減するという傾向があり、本発明は
そのような自動車車体用冷延鋼板の製造方法として特に
有用なものである。
鋼を素材とする深絞り用冷延鋼板の製造方法に関するも
ので、特に、高い成形性を有し、しかも成形後の熱処理
により強度が上昇する冷延鋼板の製造方法を提供するも
のである。最近の自動車業界では冷延鋼板の高強度化に
よって車体重量を軽減するという傾向があり、本発明は
そのような自動車車体用冷延鋼板の製造方法として特に
有用なものである。
【０００２】
【従来技術】従来、成形性に優れた高強度冷延鋼板とし
て極低炭素鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添
加して高強度化した鋼が知られている。その例として、
特公昭６１−１０００７号や特公昭６３−５２０８７号
等があげられる。しかし、これらの鋼では高ｒ値を確保
するために、強度レベルはせいぜい４０ｋｇｆ／ｍｍ２
程度である。
て極低炭素鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添
加して高強度化した鋼が知られている。その例として、
特公昭６１−１０００７号や特公昭６３−５２０８７号
等があげられる。しかし、これらの鋼では高ｒ値を確保
するために、強度レベルはせいぜい４０ｋｇｆ／ｍｍ２
程度である。
【０００３】一方、Ｃｕを多量に添加した鋼を５００℃
〜６００℃の温度で時効処理するとε−Ｃｕが析出し、
鋼の強度が上昇することが知られている。一般に、ＩＦ
鋼のｒ値を高めるためには、熱延後の巻取温度を高くし
てＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物を粗大化させるこ
とが有効であると言われているが、Ｃｕが添加されてい
る場合、巻取後の冷却過程でε−Ｃｕの析出が起こり、
Ｃｕの添加量が増加するにつれてｒ値はＣｕ無添加の場
合よりも劣化する。そればかりでなくε−Ｃｕの析出に
よって硬化し、冷間圧延時の変形抵抗が増加する。この
ため特開平２‐１４５７２６号では、巻取温度をε−Ｃ
ｕの析出する温度よりも下げているが、この方法では巻
取後の冷却過程でε−Ｃｕは析出しないため、高温巻取
に比べてε−Ｃｕの析出に起因したｒ値の劣化は防げる
ものの、巻取温度が低いためＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の
析出サイズが小さく、本来ＩＦ鋼に期待される高ｒ値を
得ることは難しい。
〜６００℃の温度で時効処理するとε−Ｃｕが析出し、
鋼の強度が上昇することが知られている。一般に、ＩＦ
鋼のｒ値を高めるためには、熱延後の巻取温度を高くし
てＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物を粗大化させるこ
とが有効であると言われているが、Ｃｕが添加されてい
る場合、巻取後の冷却過程でε−Ｃｕの析出が起こり、
Ｃｕの添加量が増加するにつれてｒ値はＣｕ無添加の場
合よりも劣化する。そればかりでなくε−Ｃｕの析出に
よって硬化し、冷間圧延時の変形抵抗が増加する。この
ため特開平２‐１４５７２６号では、巻取温度をε−Ｃ
ｕの析出する温度よりも下げているが、この方法では巻
取後の冷却過程でε−Ｃｕは析出しないため、高温巻取
に比べてε−Ｃｕの析出に起因したｒ値の劣化は防げる
ものの、巻取温度が低いためＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の
析出サイズが小さく、本来ＩＦ鋼に期待される高ｒ値を
得ることは難しい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】最近の自動車業界では
、部品の複雑化に伴い鋼板に高度の成形性が要求される
とともに、高強度化による薄手化によって燃費の向上を
図ることが要望されている。このような状況下で、従来
の方法では巻取温度が高い場合にはε−Ｃｕが析出して
ｒ値が低下し、一方、巻取温度が低い場合にはＴｉＣ等
の析出物の粗大化が図れないためｒ値が低下するという
問題があり、高成形性、高強度化の要求に十分に応える
得るものではなかった。
、部品の複雑化に伴い鋼板に高度の成形性が要求される
とともに、高強度化による薄手化によって燃費の向上を
図ることが要望されている。このような状況下で、従来
の方法では巻取温度が高い場合にはε−Ｃｕが析出して
ｒ値が低下し、一方、巻取温度が低い場合にはＴｉＣ等
の析出物の粗大化が図れないためｒ値が低下するという
問題があり、高成形性、高強度化の要求に十分に応える
得るものではなかった。
【０００５】本発明は以上のような問題に鑑みなされた
もので、その目的とするところは、高い成形性を有する
とともに、成形後の熱処理により高強度化する冷延鋼板
の製造方法を提供することにある。
もので、その目的とするところは、高い成形性を有する
とともに、成形後の熱処理により高強度化する冷延鋼板
の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】このような目的を達成す
るため本発明者らが検討を重ねた結果、極低炭素鋼に０
．５ｗｔ％以上のＣｕを添加し、熱間圧延後の巻取温度
を高くすることによって、ＴｉＣ等の析出物を粗大化さ
せてｒ値を高くし、巻取後にＣｕ含有量および巻取温度
との関係で規定された冷却速度で急冷を行い、ε−Ｃｕ
の析出を防止すると、高ｒ値を損なうことがなく、また
成形後の熱処理によって著しく強度が上昇することを新
たに知見した。
るため本発明者らが検討を重ねた結果、極低炭素鋼に０
．５ｗｔ％以上のＣｕを添加し、熱間圧延後の巻取温度
を高くすることによって、ＴｉＣ等の析出物を粗大化さ
せてｒ値を高くし、巻取後にＣｕ含有量および巻取温度
との関係で規定された冷却速度で急冷を行い、ε−Ｃｕ
の析出を防止すると、高ｒ値を損なうことがなく、また
成形後の熱処理によって著しく強度が上昇することを新
たに知見した。
【０００７】本発明はこのような知見に基づきなされた
もので、その構成は以下の通りである。 （１） Ｃ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１
ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．
５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下を含有し、
さらに０．００５〜０．２ｗｔ％のＴｉと０．００２〜
０．１ｗｔ％のＮｂの１種または２種を含有する鋼を９
００℃以上で熱間圧延し、６２０℃以上で巻取後、５７
０℃以上の温度から、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．
４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９
但し ｖ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）
ＣＴ：巻取温度（℃）
〔ｗｔ％Ｃｕ〕
：Ｃｕ含有量（ｗｔｗｔ％）で規定される冷却速度ｖで
４５０℃以下の温度まで冷却し、該熱延鋼板を酸洗、冷
間圧延した後、再結晶温度以上で焼鈍を行うことを特徴
とする時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製
造方法。 （２） Ｃ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１
ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．
５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｂ：０．
０００１〜０．００２０ｗｔ％を含有し、さらに０．０
０５〜０．２ｗｔ％のＴｉと０．００２〜０．１ｗｔ％
のＮｂの１種または２種を含有する鋼を９００℃以上で
熱間圧延し、６２０℃以上で巻取後、５７０℃以上の温
度から、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．
４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９
但し ｖ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）
ＣＴ：巻取温度（℃）
〔ｗｔ％Ｃｕ〕
：Ｃｕ含有量（ｗｔｗｔ％）で規定される冷却速度ｖで
４５０℃以下の温度まで冷却し、該熱延鋼板を酸洗、冷
間圧延した後、再結晶温度以上で焼鈍を行うことを特徴
とする時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製
造方法。
もので、その構成は以下の通りである。 （１） Ｃ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１
ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．
５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下を含有し、
さらに０．００５〜０．２ｗｔ％のＴｉと０．００２〜
０．１ｗｔ％のＮｂの１種または２種を含有する鋼を９
００℃以上で熱間圧延し、６２０℃以上で巻取後、５７
０℃以上の温度から、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．
４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９
但し ｖ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）
ＣＴ：巻取温度（℃）
〔ｗｔ％Ｃｕ〕
：Ｃｕ含有量（ｗｔｗｔ％）で規定される冷却速度ｖで
４５０℃以下の温度まで冷却し、該熱延鋼板を酸洗、冷
間圧延した後、再結晶温度以上で焼鈍を行うことを特徴
とする時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製
造方法。 （２） Ｃ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１
ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．
５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｂ：０．
０００１〜０．００２０ｗｔ％を含有し、さらに０．０
０５〜０．２ｗｔ％のＴｉと０．００２〜０．１ｗｔ％
のＮｂの１種または２種を含有する鋼を９００℃以上で
熱間圧延し、６２０℃以上で巻取後、５７０℃以上の温
度から、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．
４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９
但し ｖ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）
ＣＴ：巻取温度（℃）
〔ｗｔ％Ｃｕ〕
：Ｃｕ含有量（ｗｔｗｔ％）で規定される冷却速度ｖで
４５０℃以下の温度まで冷却し、該熱延鋼板を酸洗、冷
間圧延した後、再結晶温度以上で焼鈍を行うことを特徴
とする時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製
造方法。
【０００８】
【作用】以下、本発明における鋼成分と製造条件の限定
理由について説明する。Ｃ：Ｃは高ｒ値を保つためには
少ない方がよいが、実用上本発明の効果を損なわない範
囲として０．０１０ｗｔ％以下に限定した。Ｓｉ：Ｓｉ
は固溶強化元素として鋼板の強化に寄与するが、１．０
ｗｔ％を超えて含有すると熱延の加熱時にスケールの発
生が著しくなるため、１．０ｗｔ％以下とした。Ｍｎ：
ＭｎはＳの固定のため、その下限を０．２ｗｔ％とした
。また、２．５ｗｔ％以上含有するとｒ値を著しく劣化
させるため、その上限を２．５ｗｔ％とした。
理由について説明する。Ｃ：Ｃは高ｒ値を保つためには
少ない方がよいが、実用上本発明の効果を損なわない範
囲として０．０１０ｗｔ％以下に限定した。Ｓｉ：Ｓｉ
は固溶強化元素として鋼板の強化に寄与するが、１．０
ｗｔ％を超えて含有すると熱延の加熱時にスケールの発
生が著しくなるため、１．０ｗｔ％以下とした。Ｍｎ：
ＭｎはＳの固定のため、その下限を０．２ｗｔ％とした
。また、２．５ｗｔ％以上含有するとｒ値を著しく劣化
させるため、その上限を２．５ｗｔ％とした。
【０００９】Ｐ：Ｐは最も安価に鋼を強化できる元素で
あるが、０．０１ｗｔ％を超えて含有すると粒界への偏
析が多くなり２次加工脆化を引き起こすため、０．０１
ｗｔ％以下に限定した。Ｓ：Ｓはできる限り低減した方
が望ましく、０．０１ｗｔ％を超えて含有すると鋼の延
性を劣化させるため、０．０１ｗｔ％以下に限定した。 Ａｌ：Ａｌは脱酸及びＮの固定のために必要であるが、
多量に添加するとコストの上昇をもたらすため０．１０
ｗｔ％以下に限定した。Ｎ：Ｎは高ｒ値を得るためには
少ない方が望ましく、このため、０．００５０ｗｔ％以
下に限定した。
あるが、０．０１ｗｔ％を超えて含有すると粒界への偏
析が多くなり２次加工脆化を引き起こすため、０．０１
ｗｔ％以下に限定した。Ｓ：Ｓはできる限り低減した方
が望ましく、０．０１ｗｔ％を超えて含有すると鋼の延
性を劣化させるため、０．０１ｗｔ％以下に限定した。 Ａｌ：Ａｌは脱酸及びＮの固定のために必要であるが、
多量に添加するとコストの上昇をもたらすため０．１０
ｗｔ％以下に限定した。Ｎ：Ｎは高ｒ値を得るためには
少ない方が望ましく、このため、０．００５０ｗｔ％以
下に限定した。
【００１０】Ｃｕ：Ｃｕは本発明において最も重要な添
加元素であり、時効処理をすることによってε−Ｃｕを
析出させて鋼の強度を上昇させるために、その添加は必
須である。Ｃｕは０．５ｗｔ％未満では強度の上昇がほ
とんど認められず、一方、２．０ｗｔ％を超えて添加し
てもそれ以上強度上昇に対して効果がないため、０．５
〜２．０ｗｔ％に限定した。Ｎｉ：一般にＣｕ添加鋼で
は、熱間圧延時にＣｕが表面に濃化してＣｕキズと呼ば
れる表面欠陥が生じる。このＣｕの濃化を防止する元素
としてＮｉは添加される。しかし、あまり多量に添加す
るとコストの上昇を招くため、その上限を１．０ｗｔ％
とした。
加元素であり、時効処理をすることによってε−Ｃｕを
析出させて鋼の強度を上昇させるために、その添加は必
須である。Ｃｕは０．５ｗｔ％未満では強度の上昇がほ
とんど認められず、一方、２．０ｗｔ％を超えて添加し
てもそれ以上強度上昇に対して効果がないため、０．５
〜２．０ｗｔ％に限定した。Ｎｉ：一般にＣｕ添加鋼で
は、熱間圧延時にＣｕが表面に濃化してＣｕキズと呼ば
れる表面欠陥が生じる。このＣｕの濃化を防止する元素
としてＮｉは添加される。しかし、あまり多量に添加す
るとコストの上昇を招くため、その上限を１．０ｗｔ％
とした。
【００１１】Ｔｉ，Ｎｂ：Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種
をＴｉ：０．００５〜０．２ｗｔ％、Ｎｂ：０．００２
〜０．１ｗｔ％の範囲で添加すると、鋼中のＣ及びＮが
固定され高ｒ値を有する鋼板となるため、この範囲に限
定した。Ｂ：ＢはＰと同様に粒界に偏析する元素である
が、偏析することによって粒界を強化する働きがあり、
２次加工脆化の防止が要求される場合、添加する必要が
ある。Ｂは０．０００１ｗｔ％未満ではその効果がなく
、一方、０．００２０ｗｔ％を超えて含有するとｒ値の
低下を招くため、０．０００１〜０．００２０ｗｔ％に
限定した。
をＴｉ：０．００５〜０．２ｗｔ％、Ｎｂ：０．００２
〜０．１ｗｔ％の範囲で添加すると、鋼中のＣ及びＮが
固定され高ｒ値を有する鋼板となるため、この範囲に限
定した。Ｂ：ＢはＰと同様に粒界に偏析する元素である
が、偏析することによって粒界を強化する働きがあり、
２次加工脆化の防止が要求される場合、添加する必要が
ある。Ｂは０．０００１ｗｔ％未満ではその効果がなく
、一方、０．００２０ｗｔ％を超えて含有するとｒ値の
低下を招くため、０．０００１〜０．００２０ｗｔ％に
限定した。
【００１２】次に、本発明における製造条件の限定理由
について説明する。熱間圧延は９００℃以上で行う。熱
間圧延温度が９００℃未満では、α＋γ域或いはα域で
熱間圧延を行なうことになり、熱間圧延後加工組織が残
存し、冷延焼鈍後の絞り性に良好な再結晶集合組織の発
達に悪影響を及ぼしてしまう。
について説明する。熱間圧延は９００℃以上で行う。熱
間圧延温度が９００℃未満では、α＋γ域或いはα域で
熱間圧延を行なうことになり、熱間圧延後加工組織が残
存し、冷延焼鈍後の絞り性に良好な再結晶集合組織の発
達に悪影響を及ぼしてしまう。
【００１３】次に、巻取温度に関しては、通常極低炭素
Ｔｉ添加鋼のｒ値を高くするためには巻取温度を高くし
てＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物を粗大化させるこ
とが有効であるとされている。このため巻取温度は６２
０℃以上とした。また、巻取後はコイル内は通常徐冷さ
れるためε−Ｃｕが析出しｒ値が低下するばかりでなく
、析出によって硬化するため冷間圧延時の変形抵抗が増
加する。したがって、これを防止するには巻取後急冷し
てε−Ｃｕが析出しないようにすればよい。ε−Ｃｕは
約５７０℃〜４５０℃の温度範囲で析出するため、この
温度範囲を急冷する必要がある。また冷却速度について
も巻取温度、Ｃｕ含有量によって変化させる必要がある
。
Ｔｉ添加鋼のｒ値を高くするためには巻取温度を高くし
てＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物を粗大化させるこ
とが有効であるとされている。このため巻取温度は６２
０℃以上とした。また、巻取後はコイル内は通常徐冷さ
れるためε−Ｃｕが析出しｒ値が低下するばかりでなく
、析出によって硬化するため冷間圧延時の変形抵抗が増
加する。したがって、これを防止するには巻取後急冷し
てε−Ｃｕが析出しないようにすればよい。ε−Ｃｕは
約５７０℃〜４５０℃の温度範囲で析出するため、この
温度範囲を急冷する必要がある。また冷却速度について
も巻取温度、Ｃｕ含有量によって変化させる必要がある
。
【００１４】以下、この冷却速度の限定理由について説
明する。Ｃ：０．００２０ｗｔ％、Ｓｉ：０．０４ｗｔ
％、Ｍｎ：０．２５ｗｔ％、Ｐ：０．００５ｗｔ％、Ｓ
：０．００５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３ｗｔ％、
Ｎ：０．００３０ｗｔ％、Ｎｉ：０．５ｗｔ％、Ｔｉ：
０．０５ｗｔ％、Ｃｕ：０．５ｗｔ％〜２．０ｗｔ％の
組成の鋼を溶製してスラブとし、これを熱間圧延して板
厚４．０ｍｍとした。巻取温度は６１０℃〜６９０℃、
巻取後の冷却速度は０．７℃／ｍｉｎ〜２．４℃／ｍｉ
ｎの範囲で変化させた。得られた熱延板を酸洗後、冷間
圧延し、板厚を０．８ｍｍとした。その後、８５０℃で
再結晶焼鈍を行い、０．５ｗｔ％の調質圧延を施した後
、引張試験を行った。
明する。Ｃ：０．００２０ｗｔ％、Ｓｉ：０．０４ｗｔ
％、Ｍｎ：０．２５ｗｔ％、Ｐ：０．００５ｗｔ％、Ｓ
：０．００５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３ｗｔ％、
Ｎ：０．００３０ｗｔ％、Ｎｉ：０．５ｗｔ％、Ｔｉ：
０．０５ｗｔ％、Ｃｕ：０．５ｗｔ％〜２．０ｗｔ％の
組成の鋼を溶製してスラブとし、これを熱間圧延して板
厚４．０ｍｍとした。巻取温度は６１０℃〜６９０℃、
巻取後の冷却速度は０．７℃／ｍｉｎ〜２．４℃／ｍｉ
ｎの範囲で変化させた。得られた熱延板を酸洗後、冷間
圧延し、板厚を０．８ｍｍとした。その後、８５０℃で
再結晶焼鈍を行い、０．５ｗｔ％の調質圧延を施した後
、引張試験を行った。
【００１５】その結果を図１および図２に示す。このう
ち図１は、Ｃｕ：１．０ｗｔ％の場合の冷却速度と巻取
温度がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影響を示したもので、図
中の数字はその条件で製造した鋼板のｍｅａｎ−ｒ値で
ある。この図の実線で示した境界線より上の領域でｍｅ
ａｎ−ｒ値は良好な値を示す。すなわち、この条件は（
ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧Ａ但し ｖ：冷却
速度（℃／ｍｉｎ） ＣＴ：巻取温度（℃） の式で表すことができ、Ｃｕ：１．０ｗｔ％のときはＡ
＝８〜９である。次に、図２はＡがＣｕ含有量によって
変化することを示した図で、ＡはＣｕ量の関数で表し得
ることが判る。すなわち、図２からＣｕ量〔ｗｔ％Ｃｕ
〕に関し、 Ａ＝４．４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９ という関数で表し得ることが判った。したがって、
（ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．４〔ｗｔ
％Ｃｕ〕２＋３．９という関数で規定された冷却速度ｖ
（℃／ｍｉｎ）で冷却を行えば、ｒ値を大きく劣化させ
ることなく加工性の優れた鋼板を製造できることが判明
した。したがって、本発明では巻き取り後５７０℃以上
の温度から上記式を満足させる冷却速度ｖで４５０℃以
下まで冷却することをその条件とする。
ち図１は、Ｃｕ：１．０ｗｔ％の場合の冷却速度と巻取
温度がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影響を示したもので、図
中の数字はその条件で製造した鋼板のｍｅａｎ−ｒ値で
ある。この図の実線で示した境界線より上の領域でｍｅ
ａｎ−ｒ値は良好な値を示す。すなわち、この条件は（
ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧Ａ但し ｖ：冷却
速度（℃／ｍｉｎ） ＣＴ：巻取温度（℃） の式で表すことができ、Ｃｕ：１．０ｗｔ％のときはＡ
＝８〜９である。次に、図２はＡがＣｕ含有量によって
変化することを示した図で、ＡはＣｕ量の関数で表し得
ることが判る。すなわち、図２からＣｕ量〔ｗｔ％Ｃｕ
〕に関し、 Ａ＝４．４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９ という関数で表し得ることが判った。したがって、
（ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．４〔ｗｔ
％Ｃｕ〕２＋３．９という関数で規定された冷却速度ｖ
（℃／ｍｉｎ）で冷却を行えば、ｒ値を大きく劣化させ
ることなく加工性の優れた鋼板を製造できることが判明
した。したがって、本発明では巻き取り後５７０℃以上
の温度から上記式を満足させる冷却速度ｖで４５０℃以
下まで冷却することをその条件とする。
【００１６】以上の条件で巻取、冷却した後、酸洗し、
次いで冷間圧延を施した後、再結晶温度以上で焼鈍を行
う。焼鈍後、必要に応じて適当な調圧率で調質圧延を行
ない、製品とする。以上のようにして得られる鋼板に対
し、成形後、５００℃〜６００℃の温度で時効処理を行
えば、ε−Ｃｕが析出し鋼板の強度は著しく増加する。 このように本発明によれば、成形前は深絞り用軟鋼板並
のｒ値を有し、成形後時効処理を施すことによって著し
く強度が上昇する、従来にない深絞り用高強度冷延鋼板
を容易に製造することができる。
次いで冷間圧延を施した後、再結晶温度以上で焼鈍を行
う。焼鈍後、必要に応じて適当な調圧率で調質圧延を行
ない、製品とする。以上のようにして得られる鋼板に対
し、成形後、５００℃〜６００℃の温度で時効処理を行
えば、ε−Ｃｕが析出し鋼板の強度は著しく増加する。 このように本発明によれば、成形前は深絞り用軟鋼板並
のｒ値を有し、成形後時効処理を施すことによって著し
く強度が上昇する、従来にない深絞り用高強度冷延鋼板
を容易に製造することができる。
【００１７】
【実施例】〔実施例１〕表１に示す組成の鋼を溶製して
スラブとし、これを熱間圧延して、板厚４．０ｍｍの熱
延板とした。巻取条件は６９０℃で巻取後空冷（Ａ法）
、６９０℃で巻取後５９０℃からＣｕ量と巻取温度に応
じて、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．４〔
ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９で規定される冷却速度で急冷（
Ｂ法）の２種類で行った。次に、酸洗した後、冷間圧延
を施して０．８ｍｍとした鋼板を８５０℃で連続焼鈍し
た。その後、０．５ｗｔ％の調質圧延を行った後、引張
試験片を採取して引張試験を行った。その結果を図３に
示す。同図において、●がＡ法、○がＢ法を表している
。Ａ法ではＣｕの添加量が増加するにつれてｍｅａｎ−
ｒ値は劣化する。これに対してＢ法では、Ｃｕの添加量
が増加してもｍｅａｎ−ｒ値はほとんど劣化することな
く、高ｍｅａｎ−ｒ値が確保できることが判る。
スラブとし、これを熱間圧延して、板厚４．０ｍｍの熱
延板とした。巻取条件は６９０℃で巻取後空冷（Ａ法）
、６９０℃で巻取後５９０℃からＣｕ量と巻取温度に応
じて、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．４〔
ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９で規定される冷却速度で急冷（
Ｂ法）の２種類で行った。次に、酸洗した後、冷間圧延
を施して０．８ｍｍとした鋼板を８５０℃で連続焼鈍し
た。その後、０．５ｗｔ％の調質圧延を行った後、引張
試験片を採取して引張試験を行った。その結果を図３に
示す。同図において、●がＡ法、○がＢ法を表している
。Ａ法ではＣｕの添加量が増加するにつれてｍｅａｎ−
ｒ値は劣化する。これに対してＢ法では、Ｃｕの添加量
が増加してもｍｅａｎ−ｒ値はほとんど劣化することな
く、高ｍｅａｎ−ｒ値が確保できることが判る。
【００１８】〔実施例２〕表１に示す鋼のうち鋼Ｃを溶
製してスラブとし、熱間圧延して板厚４．０ｍｍとした
。巻取温度はそれぞれ６９０、６５０、６２０、６００
、５５０、５００と変化させてコイルとした。巻取後の
冷却条件は１．５℃／ｍｉｎの冷却速度での急冷と通常
冷却（徐冷）の２水準とした。その後、酸洗し、冷間圧
延して板厚０．８ｍｍとし、８５０℃で再結晶焼鈍を行
った。次いで、０．５ｗｔ％の調質圧延を施した後、引
張試験片を採取し、引張試験を行った。その結果を図４
に示す。これによれば巻取温度が高い方がｍｅａｎ−ｒ
値は高く、また巻取温度が６２０℃以上では巻取後の冷
却速度が速い方がｍｅａｎ−ｒ値は高いことが判る。
製してスラブとし、熱間圧延して板厚４．０ｍｍとした
。巻取温度はそれぞれ６９０、６５０、６２０、６００
、５５０、５００と変化させてコイルとした。巻取後の
冷却条件は１．５℃／ｍｉｎの冷却速度での急冷と通常
冷却（徐冷）の２水準とした。その後、酸洗し、冷間圧
延して板厚０．８ｍｍとし、８５０℃で再結晶焼鈍を行
った。次いで、０．５ｗｔ％の調質圧延を施した後、引
張試験片を採取し、引張試験を行った。その結果を図４
に示す。これによれば巻取温度が高い方がｍｅａｎ−ｒ
値は高く、また巻取温度が６２０℃以上では巻取後の冷
却速度が速い方がｍｅａｎ−ｒ値は高いことが判る。
【００１９】〔実施例３〕表２に示す組成の鋼を溶製し
てスラブとし、熱間圧延して板厚４．０ｍｍとした。仕
上温度は９２０℃、巻取温度および巻取後の冷却条件は
表３に示す通りである。得られた熱延板を酸洗後、冷間
圧延して板厚０．８ｍｍとし、次いで８５０℃で連続焼
鈍を行い、さらに０．５ｗｔ％の調質圧延を行った。こ
のようにして得られた鋼板から引張試験片を採取し、引
張試験を行った。また、焼鈍板に５５０℃×１時間の時
効処理を施したものについても引張試験を行った。また
、焼鈍板より直径１００ｍｍのブランクを打ち抜き、カ
ップ状に深絞りを行ったものに５５０℃×１時間の時効
処理を施したものについて、２次加工脆化遷移温度を測
定した。以上の結果を表３に示す。これによれば、本発
明鋼では時効処理前のｍｅａｎ−ｒ値が高く、時効処理
後に著しく強度が上昇することが判る。また、２次加工
脆化遷移温度もＢ無添加の場合で−３０℃、Ｂ添加の場
合で−６０℃〜−５０℃と十分に実用に耐え得る値とな
っている。これに対し、比較鋼８、９、１０はそれぞれ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが多いためｍｅａｎ−ｒ値が低く、比較
鋼１１ではＰが多いため２次加工脆化遷移温度が高く、
比較鋼１２ではＣｕが少ないためＴＳの上昇量が小さく
、比較鋼１３ではＢが多いためｍｅａｎ−ｒ値が低くな
っており、また、比較鋼１４、１５では巻取条件が本発
明の範囲外にあるためｍｅａｎ−ｒ値が低くなっている
。
てスラブとし、熱間圧延して板厚４．０ｍｍとした。仕
上温度は９２０℃、巻取温度および巻取後の冷却条件は
表３に示す通りである。得られた熱延板を酸洗後、冷間
圧延して板厚０．８ｍｍとし、次いで８５０℃で連続焼
鈍を行い、さらに０．５ｗｔ％の調質圧延を行った。こ
のようにして得られた鋼板から引張試験片を採取し、引
張試験を行った。また、焼鈍板に５５０℃×１時間の時
効処理を施したものについても引張試験を行った。また
、焼鈍板より直径１００ｍｍのブランクを打ち抜き、カ
ップ状に深絞りを行ったものに５５０℃×１時間の時効
処理を施したものについて、２次加工脆化遷移温度を測
定した。以上の結果を表３に示す。これによれば、本発
明鋼では時効処理前のｍｅａｎ−ｒ値が高く、時効処理
後に著しく強度が上昇することが判る。また、２次加工
脆化遷移温度もＢ無添加の場合で−３０℃、Ｂ添加の場
合で−６０℃〜−５０℃と十分に実用に耐え得る値とな
っている。これに対し、比較鋼８、９、１０はそれぞれ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが多いためｍｅａｎ−ｒ値が低く、比較
鋼１１ではＰが多いため２次加工脆化遷移温度が高く、
比較鋼１２ではＣｕが少ないためＴＳの上昇量が小さく
、比較鋼１３ではＢが多いためｍｅａｎ−ｒ値が低くな
っており、また、比較鋼１４、１５では巻取条件が本発
明の範囲外にあるためｍｅａｎ−ｒ値が低くなっている
。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、高ｒ
値を有し、しかも成形後に時効処理をすることによって
著しく強度の上昇する冷延鋼板の製造が初めて可能にな
るものである。
値を有し、しかも成形後に時効処理をすることによって
著しく強度の上昇する冷延鋼板の製造が初めて可能にな
るものである。
【図１】Ｃｕ：１．０ｗｔ％の場合の巻取温度と冷却速
度がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影響を示した図面である。
度がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影響を示した図面である。
【図２】変数ＡとＣｕ含有量がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす
影響を示す図面である。
影響を示す図面である。
【図３】Ｃｕ含有量がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影響を示
す図面である。
す図面である。
【図４】巻取温度がｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影響を示す
図である。
図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１
．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０
．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０
．１０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｃｕ
：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下を含
有し、さらに０．００５〜０．２ｗｔ％のＴｉと０．０
０２〜０．１ｗｔ％のＮｂの１種または２種を含有する
鋼を９００℃以上で熱間圧延し、６２０℃以上で巻取後
、５７０℃以上の温度から、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．
４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９
但し ｖ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）
ＣＴ：巻取温度（℃）
〔ｗｔ％Ｃｕ〕
：Ｃｕ含有量（ｗｔｗｔ％）で規定される冷却速度ｖで
４５０℃以下の温度まで冷却し、該熱延鋼板を酸洗、冷
間圧延した後、再結晶温度以上で焼鈍を行うことを特徴
とする時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製
造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１
．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０
．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０
．１０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｃｕ
：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｂ
：０．０００１〜０．００２０ｗｔ％を含有し、さらに
０．００５〜０．２ｗｔ％のＴｉと０．００２〜０．１
ｗｔ％のＮｂの１種または２種を含有する鋼を９００℃
以上で熱間圧延し、６２０℃以上で巻取後、５７０℃以
上の温度から、 （ｖ−０．７）×（ＣＴ−６２０）≧４．
４〔ｗｔ％Ｃｕ〕２＋３．９
但し ｖ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）
ＣＴ：巻取温度（℃）
〔ｗｔ％Ｃｕ〕
：Ｃｕ含有量（ｗｔｗｔ％）で規定される冷却速度ｖで
４５０℃以下の温度まで冷却し、該熱延鋼板を酸洗、冷
間圧延した後、再結晶温度以上で焼鈍を行うことを特徴
とする時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3011363A JPH0826410B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3011363A JPH0826410B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04236723A true JPH04236723A (ja) | 1992-08-25 |
| JPH0826410B2 JPH0826410B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=11775946
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3011363A Expired - Fee Related JPH0826410B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826410B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002080932A (ja) * | 2000-03-01 | 2002-03-22 | Kawasaki Steel Corp | 成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板、めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
-
1991
- 1991-01-07 JP JP3011363A patent/JPH0826410B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002080932A (ja) * | 2000-03-01 | 2002-03-22 | Kawasaki Steel Corp | 成形後強度上昇熱処理能に優れた冷延鋼板、めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0826410B2 (ja) | 1996-03-13 |
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