JPH04323345A - プレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 - Google Patents
プレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板Info
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- JPH04323345A JPH04323345A JP9060491A JP9060491A JPH04323345A JP H04323345 A JPH04323345 A JP H04323345A JP 9060491 A JP9060491 A JP 9060491A JP 9060491 A JP9060491 A JP 9060491A JP H04323345 A JPH04323345 A JP H04323345A
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- JP
- Japan
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- steel
- press formability
- steel sheet
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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】本発明はプレス成形性と焼付硬化
性に優れる冷延鋼板に関する。
性に優れる冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】薄鋼板の製造メーカーでは、高いプレス
成形性を得るため、極低炭素鋼にＮｂやＴｉ等の炭窒化
物形成元素を単独または複合して添加した所謂ＩＦ鋼が
多く製造されている。そして、自動車の車体軽量化のた
め、強度が高い鋼板をとの自動車メーカーのニューズに
合わせ、ＩＦ鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等を適量添加した高強
度鋼板が製造されている。また、鋼板の強度が高くなる
とプレス成形の際にしわや面歪が発生し易くなるため、
プレス成形の際には軟質で、その後の塗装焼付の際に硬
化する所謂焼付硬化性を有する鋼板も種々の強度レベル
のＩＦ鋼を用いて製造されている。
成形性を得るため、極低炭素鋼にＮｂやＴｉ等の炭窒化
物形成元素を単独または複合して添加した所謂ＩＦ鋼が
多く製造されている。そして、自動車の車体軽量化のた
め、強度が高い鋼板をとの自動車メーカーのニューズに
合わせ、ＩＦ鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等を適量添加した高強
度鋼板が製造されている。また、鋼板の強度が高くなる
とプレス成形の際にしわや面歪が発生し易くなるため、
プレス成形の際には軟質で、その後の塗装焼付の際に硬
化する所謂焼付硬化性を有する鋼板も種々の強度レベル
のＩＦ鋼を用いて製造されている。
【０００３】焼付硬化性を有するＩＦ鋼は、１）ＩＦ鋼
を高い温度に加熱して炭化物の一部を溶解させ、固溶Ｃ
を生成させ、その後室温まで急速に冷却する方法（特開
昭６３−４８９９号公報）、２）Ｃ，Ｎの濃度に合わせ
、これらとの原子比で等量以下の炭窒化物形成元素を制
御して添加し、固溶Ｃを鋼中に残留させる方法（特開昭
５９−３８３３７号公報）、の２つの方法で製造されて
いる。しかしながら、これらの方法では高い焼付硬化性
を有する鋼板が製造できないという欠点を有する。鋼中
の固溶Ｃを上記１）また２）の方法で多くすれば、焼付
硬化性は増大するが、同時にプレス成形の際に硬質にな
り、かつストレッチャーストレインと呼ばれる表面の凹
凸を生じるようになり、プレス成形に不適の鋼板になる
という欠点を有していた。
を高い温度に加熱して炭化物の一部を溶解させ、固溶Ｃ
を生成させ、その後室温まで急速に冷却する方法（特開
昭６３−４８９９号公報）、２）Ｃ，Ｎの濃度に合わせ
、これらとの原子比で等量以下の炭窒化物形成元素を制
御して添加し、固溶Ｃを鋼中に残留させる方法（特開昭
５９−３８３３７号公報）、の２つの方法で製造されて
いる。しかしながら、これらの方法では高い焼付硬化性
を有する鋼板が製造できないという欠点を有する。鋼中
の固溶Ｃを上記１）また２）の方法で多くすれば、焼付
硬化性は増大するが、同時にプレス成形の際に硬質にな
り、かつストレッチャーストレインと呼ばれる表面の凹
凸を生じるようになり、プレス成形に不適の鋼板になる
という欠点を有していた。
【０００４】
【発明が解決しようとする問題点】本発明はプレス成形
性に優れるＩＦ鋼をベースとした高い焼付硬化性を有す
る冷延鋼板を提供するもので、プレス成形性、特にプレ
ス成形におけるストレッチャーストレインの発生の抑制
と高い焼付硬化性を両立させるのは困難であるとする従
来の問題点を有利に解決するものである。
性に優れるＩＦ鋼をベースとした高い焼付硬化性を有す
る冷延鋼板を提供するもので、プレス成形性、特にプレ
ス成形におけるストレッチャーストレインの発生の抑制
と高い焼付硬化性を両立させるのは困難であるとする従
来の問題点を有利に解決するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記のと
おりである。 （１） 重量％で、 Ｃ：０．００２〜０．００８％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．００１〜０．８％、 Ｐ：０．００２〜０．０３％、 Ｓ：０．００４〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
５〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％ およびＮｂ，Ｔｉを１種以上添加し、その合計添加量が
０．０１〜０．０４％であり、残部がＦｅと不可避的不
純物よりなるプレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼
板。
おりである。 （１） 重量％で、 Ｃ：０．００２〜０．００８％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．００１〜０．８％、 Ｐ：０．００２〜０．０３％、 Ｓ：０．００４〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
５〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％ およびＮｂ，Ｔｉを１種以上添加し、その合計添加量が
０．０１〜０．０４％であり、残部がＦｅと不可避的不
純物よりなるプレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼
板。
【０００６】（２） 重量％で、
Ｃ：０．００２〜０．００８％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
Ｐ：０．００２〜０．１０％、
Ｓ：０．００４〜０．０２０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
５〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２％ およびＮｂ，Ｔｉを１種以上添加し、その合計添加量が
０．０１〜０．０４％であり、残部がＦｅと不可避的不
純物よりなるプレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼
板。
５〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２％ およびＮｂ，Ｔｉを１種以上添加し、その合計添加量が
０．０１〜０．０４％であり、残部がＦｅと不可避的不
純物よりなるプレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼
板。
【０００７】すなわち、本発明はプレス成形性に優れる
極低炭素鋼にＮｂ，Ｔｉを適量添加した所謂ＩＦ鋼にＰ
ｂを適量添加すると、高い焼付硬化性を示すとともにプ
レス成形の際にストレッチャーストレインが生じ難くな
るという新規知見に基づいてなされたものであり、その
特徴とするところは高焼付硬化性と高いプレス成形性を
示すＰｂを含有したＩＦ鋼にある。
極低炭素鋼にＮｂ，Ｔｉを適量添加した所謂ＩＦ鋼にＰ
ｂを適量添加すると、高い焼付硬化性を示すとともにプ
レス成形の際にストレッチャーストレインが生じ難くな
るという新規知見に基づいてなされたものであり、その
特徴とするところは高焼付硬化性と高いプレス成形性を
示すＰｂを含有したＩＦ鋼にある。
【０００８】
【作用】以下に本発明を具体的に説明する。Ｃは高いプ
レス成形性を得るには少ないほうがよいので、その上限
を０．００８％とした。一方、焼付硬化性を付与するた
めにＣは０．００２％以上必要である。
レス成形性を得るには少ないほうがよいので、その上限
を０．００８％とした。一方、焼付硬化性を付与するた
めにＣは０．００２％以上必要である。
【０００９】Ｓｉは高強度鋼板を製造する場合には添加
するが、あまりに多いと熱間圧延の際にスケールが鋼表
面から除去し難くなり表面疵が生じやすくなるので０．
８％以下とした。０．００１％以上は不純物元素として
含まれる。ＭｎもＳｉと同様に必要とする引張強度に応
じて添加量を調節するがあまりに多いと添加コストが大
きくなるので上限を２．０％とした。また、Ｍｎは少な
いほどプレス成形性は向上するが、脱Ｍｎによるコスト
アップとなるので下限を０．１％とした。
するが、あまりに多いと熱間圧延の際にスケールが鋼表
面から除去し難くなり表面疵が生じやすくなるので０．
８％以下とした。０．００１％以上は不純物元素として
含まれる。ＭｎもＳｉと同様に必要とする引張強度に応
じて添加量を調節するがあまりに多いと添加コストが大
きくなるので上限を２．０％とした。また、Ｍｎは少な
いほどプレス成形性は向上するが、脱Ｍｎによるコスト
アップとなるので下限を０．１％とした。
【００１０】Ｐは少ない添加量で強度を著しく高めるこ
とができるため、ＭｎやＳｉと同様、高強度鋼板を製造
する場合には添加する。高強度鋼板を製造する場合、Ｐ
の添加量があまりに多いと低温での脆性割れが生じ易く
なるので、その上限を０．１０％とする。軟鋼を製造す
る場合には、Ｐは不純物元素であり、少ないほどよいが
、一般に不純物として０．０３％は含まれることがある
ので、Ｐの上限は０．０３％とする。
とができるため、ＭｎやＳｉと同様、高強度鋼板を製造
する場合には添加する。高強度鋼板を製造する場合、Ｐ
の添加量があまりに多いと低温での脆性割れが生じ易く
なるので、その上限を０．１０％とする。軟鋼を製造す
る場合には、Ｐは不純物元素であり、少ないほどよいが
、一般に不純物として０．０３％は含まれることがある
ので、Ｐの上限は０．０３％とする。
【００１１】高強度鋼板を製造する場合でもＰによらず
、ＭｎやＳｉで強度を高める場合がある。その際、Ｐを
著しく低減することで伸びが向上する。かかるＰ低減に
よる伸びの向上効果は軟鋼においても同様である。しか
しながら、Ｐを著しく低めると製鋼での脱Ｐコストが大
きくなるため、その下限を０．００２％とする。Ｓは不
純物元素として鋼に存在する。脱Ｓもできるが０．００
４％未満になると連続鋳造の際にキズを生じ易い。 ０．０２％超は通常、鋼に含まれない。
、ＭｎやＳｉで強度を高める場合がある。その際、Ｐを
著しく低減することで伸びが向上する。かかるＰ低減に
よる伸びの向上効果は軟鋼においても同様である。しか
しながら、Ｐを著しく低めると製鋼での脱Ｐコストが大
きくなるため、その下限を０．００２％とする。Ｓは不
純物元素として鋼に存在する。脱Ｓもできるが０．００
４％未満になると連続鋳造の際にキズを生じ易い。 ０．０２％超は通常、鋼に含まれない。
【００１２】酸可溶性Ａｌは鋳造前に脱酸のために添加
するＡｌによりもたらされる。酸可溶性Ａｌが０．０１
％以上ないと連続鋳造をうまく行うことが出来ない。Ｔ
ｉを添加しない場合にはＮを鋼中でＡｌＮとして析出さ
せるために添加する。この場合Ａｌが多いほどプレス成
形性は向上するが、あまりに多いと逆に悪化する。最多
で０．０７％とした。
するＡｌによりもたらされる。酸可溶性Ａｌが０．０１
％以上ないと連続鋳造をうまく行うことが出来ない。Ｔ
ｉを添加しない場合にはＮを鋼中でＡｌＮとして析出さ
せるために添加する。この場合Ａｌが多いほどプレス成
形性は向上するが、あまりに多いと逆に悪化する。最多
で０．０７％とした。
【００１３】Ｎは不純物元素であり、少ないほうがプレ
ス成形性は向上するので、上限を０．００４％とした。 ０．０００５％未満は現状の製鋼での脱Ｎ技術では不可
能である。Ｐｂは、■焼付硬化性を高め、■プレス成形
の際のストレッチャーストレインを発生し難くするため
に添加する。Ｐｂは鋼中にほとんど固溶せず粒状に鋼中
に分散し、室温では固体、焼鈍温度では液体として存在
し、鋼に比べ熱膨脹係数が大きいのが特徴である。この
ため、焼鈍後の冷却でＰｂ粒子の周りの鋼には引張の応
力場が形成され、ここに鋼中の固溶状態のＣ原子が集ま
った状態となると考えられる。これを自動車の塗装焼付
温度まで加熱するとＰｂ粒子が膨脹することと、プレス
成形の際に導入された転位が存在するため、Ｐｂ粒子の
周りから固溶状態のＣ原子が放出され、このＣ原子が転
位を固着するため高い焼付硬化性を示すと考えられる。 一方、Ｐｂは室温では鋼に比べ著しく軟質であるため、
鋼中にＰｂ粒子が存在すると、プレス成形の際にはＰｂ
粒子の周りから変形がはじまるため、降伏点伸びを発生
させ難くすると考えられる。上記した■及び■の効果は
Ｐｂを０．０１％以上添加しないと現れない。多いほど
■，■の効果は大きくなるが、０．４％を越えて添加す
るとプレス成形に必要な伸び特性を急激に劣化させるこ
とが分かったので、上限を０．４％とした。
ス成形性は向上するので、上限を０．００４％とした。 ０．０００５％未満は現状の製鋼での脱Ｎ技術では不可
能である。Ｐｂは、■焼付硬化性を高め、■プレス成形
の際のストレッチャーストレインを発生し難くするため
に添加する。Ｐｂは鋼中にほとんど固溶せず粒状に鋼中
に分散し、室温では固体、焼鈍温度では液体として存在
し、鋼に比べ熱膨脹係数が大きいのが特徴である。この
ため、焼鈍後の冷却でＰｂ粒子の周りの鋼には引張の応
力場が形成され、ここに鋼中の固溶状態のＣ原子が集ま
った状態となると考えられる。これを自動車の塗装焼付
温度まで加熱するとＰｂ粒子が膨脹することと、プレス
成形の際に導入された転位が存在するため、Ｐｂ粒子の
周りから固溶状態のＣ原子が放出され、このＣ原子が転
位を固着するため高い焼付硬化性を示すと考えられる。 一方、Ｐｂは室温では鋼に比べ著しく軟質であるため、
鋼中にＰｂ粒子が存在すると、プレス成形の際にはＰｂ
粒子の周りから変形がはじまるため、降伏点伸びを発生
させ難くすると考えられる。上記した■及び■の効果は
Ｐｂを０．０１％以上添加しないと現れない。多いほど
■，■の効果は大きくなるが、０．４％を越えて添加す
るとプレス成形に必要な伸び特性を急激に劣化させるこ
とが分かったので、上限を０．４％とした。
【００１４】Ｎｂ及びＴｉは炭窒化物を形成させるため
、一種以上添加する。添加しないとプレス成形性は低く
なる。その添加量としては、添加量の合計で０．０１％
以上必要である。添加量が多くなると固溶Ｃが少なくな
り、焼付硬化量が低下する。上限を添加量の合計で０．
０４％とした。Ｂは低温脆性をよくする必要がある場合
には添加する。特に、高強度鋼板と成すためＰを多く添
加する場合は必ず添加する。その際、０．０００２％以
上添加しないと効果がない。添加量が０．００２％を越
えるとプレス成形性を著しく劣化させる。
、一種以上添加する。添加しないとプレス成形性は低く
なる。その添加量としては、添加量の合計で０．０１％
以上必要である。添加量が多くなると固溶Ｃが少なくな
り、焼付硬化量が低下する。上限を添加量の合計で０．
０４％とした。Ｂは低温脆性をよくする必要がある場合
には添加する。特に、高強度鋼板と成すためＰを多く添
加する場合は必ず添加する。その際、０．０００２％以
上添加しないと効果がない。添加量が０．００２％を越
えるとプレス成形性を著しく劣化させる。
【００１５】本発明鋼はその用途から冷間圧延の後焼鈍
を行って製造するのがよい。いずれも常法でよいが、Ｎ
ｂ，Ｔｉを多く添加した場合は焼鈍温度は７５０℃以上
とするのがよい。この場合Ａｃ３ 点を越えて焼鈍する
と焼付硬化量は増大するがプレス成形性は低下する。焼
鈍の後の冷却速度は特に限定するものではないが、速い
ほうが■，■の効果が大きくなり好ましい。冷却速度は
５℃／ｓｅｃ以上がよく、特に１００℃／ｓｅｃ超の冷
却速度で冷却すると非常によい。溶融亜鉛鍍金鋼板とな
すため、焼鈍中、冷却中に鍍金を行ってもよい。また鍍
金後亜鉛鍍金層を合金化するための熱処理を常法に従っ
て行ってもよい。亜鉛−鉄組成の合金鍍金を行っても勿
論よい。
を行って製造するのがよい。いずれも常法でよいが、Ｎ
ｂ，Ｔｉを多く添加した場合は焼鈍温度は７５０℃以上
とするのがよい。この場合Ａｃ３ 点を越えて焼鈍する
と焼付硬化量は増大するがプレス成形性は低下する。焼
鈍の後の冷却速度は特に限定するものではないが、速い
ほうが■，■の効果が大きくなり好ましい。冷却速度は
５℃／ｓｅｃ以上がよく、特に１００℃／ｓｅｃ超の冷
却速度で冷却すると非常によい。溶融亜鉛鍍金鋼板とな
すため、焼鈍中、冷却中に鍍金を行ってもよい。また鍍
金後亜鉛鍍金層を合金化するための熱処理を常法に従っ
て行ってもよい。亜鉛−鉄組成の合金鍍金を行っても勿
論よい。
【００１６】特に限定するものではないが、連続鋳造で
スラブとなし、熱間圧延を冷間圧延前に行って製造する
のがよい。何れもＩＦ鋼製造の常法でよい。連続鋳造さ
れたスラブを一度室温まで冷却することなく熱間圧延の
加熱炉に装入してもよい。また連続鋳造されたスラブを
加熱炉に装入することなくそのまま熱間圧延を行っても
よい。
スラブとなし、熱間圧延を冷間圧延前に行って製造する
のがよい。何れもＩＦ鋼製造の常法でよい。連続鋳造さ
れたスラブを一度室温まで冷却することなく熱間圧延の
加熱炉に装入してもよい。また連続鋳造されたスラブを
加熱炉に装入することなくそのまま熱間圧延を行っても
よい。
【００１７】先にも記したが、合金化溶融亜鉛鍍金鋼板
、合金化しない鉄亜鉛組成の鍍金層を持つ溶融鍍金鋼板
、電気的に亜鉛または鉄またはクロムを主成分とする鍍
金層を析出させた電気鍍金鋼板としてもよい。また、製
造後の形状矯正用の調質圧延は常法でよい。防錆油，プ
レス用潤滑油を塗布したり、固体潤滑皮膜を付けてもよ
い。クロメート処理などの所謂表面処理を行ってもよい
。
、合金化しない鉄亜鉛組成の鍍金層を持つ溶融鍍金鋼板
、電気的に亜鉛または鉄またはクロムを主成分とする鍍
金層を析出させた電気鍍金鋼板としてもよい。また、製
造後の形状矯正用の調質圧延は常法でよい。防錆油，プ
レス用潤滑油を塗布したり、固体潤滑皮膜を付けてもよ
い。クロメート処理などの所謂表面処理を行ってもよい
。
【００１８】
【実施例】真空脱ガス設備を用い種々の化学組成を有す
る鋼を製造し、厚さ２４５ｍｍに連続鋳造した。スラブ
を１０５０℃の温度に再加熱し、Ａｒ３ 変態温度以上
で熱間圧延を終了し３．２ｍｍ厚となし、熱間圧延後０
．８ｓｅｃから１ｓｅｃ間１５０℃／ｓｅｃで冷却を行
い、７３０℃で巻取った。その後塩酸酸洗でスケールを
鋼表面から除去した。その後冷間圧延で板厚０．７５ｍ
ｍとした。その後表１に示した温度で４０ｓｅｃ連続焼
鈍を行った。焼鈍の加熱速度は１０℃／ｓｅｃ、冷却は
１５０℃／ｓｅｃで４０℃まで冷却した。
る鋼を製造し、厚さ２４５ｍｍに連続鋳造した。スラブ
を１０５０℃の温度に再加熱し、Ａｒ３ 変態温度以上
で熱間圧延を終了し３．２ｍｍ厚となし、熱間圧延後０
．８ｓｅｃから１ｓｅｃ間１５０℃／ｓｅｃで冷却を行
い、７３０℃で巻取った。その後塩酸酸洗でスケールを
鋼表面から除去した。その後冷間圧延で板厚０．７５ｍ
ｍとした。その後表１に示した温度で４０ｓｅｃ連続焼
鈍を行った。焼鈍の加熱速度は１０℃／ｓｅｃ、冷却は
１５０℃／ｓｅｃで４０℃まで冷却した。
【００１９】一部の材料はゼンジマータイプの連続溶融
鍍金を行い、鍍金目付け量６０ｇ／ｍ２ の合金化溶融
鍍金鋼板とした。その際の浴Ａｌは０．１５％とし、５
００℃で液層がなくなるまで合金化処理を行った（化学
組成により異なるが１０〜２０ｓｅｃ程度）。この際の
焼鈍の加熱速度は１０℃／ｓｅｃで鋼板の最高到達温度
は８４０℃、冷却は鍍金前までは５℃／ｓｅｃ，合金化
後は２０℃／ｓｅｃで４０℃まで行った。
鍍金を行い、鍍金目付け量６０ｇ／ｍ２ の合金化溶融
鍍金鋼板とした。その際の浴Ａｌは０．１５％とし、５
００℃で液層がなくなるまで合金化処理を行った（化学
組成により異なるが１０〜２０ｓｅｃ程度）。この際の
焼鈍の加熱速度は１０℃／ｓｅｃで鋼板の最高到達温度
は８４０℃、冷却は鍍金前までは５℃／ｓｅｃ，合金化
後は２０℃／ｓｅｃで４０℃まで行った。
【００２０】これらの鋼板に０．４％の調質圧延を行い
、引き続き防錆を主目的とする油を塗布した。塗油後に
分析した鋼板の化学組成を表１に示す。かかる鋼板から
ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向を長手方向として切り
出し、引張試験に供した。引張試験は１０ｍｍ／ｍｉｎ
で行った。鋼板の強度レベルとして引張強さを、プレス
成形性の尺度として降伏点伸びと伸びを測定した。特に
降伏点伸びはプレス成形の際のストレッチャーストレイ
ンの発生と密接な関係があり、降伏点伸びが小さいほう
がストレッチャーストレインが生じ難い。降伏点伸び、
伸びは評点間距離５０ｍｍでのものである。実用におい
ては出荷されてから使用されるまで時間がかかるので、
引張試験も調質圧延を行ってから３０日室温に放置して
から行った。
、引き続き防錆を主目的とする油を塗布した。塗油後に
分析した鋼板の化学組成を表１に示す。かかる鋼板から
ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向を長手方向として切り
出し、引張試験に供した。引張試験は１０ｍｍ／ｍｉｎ
で行った。鋼板の強度レベルとして引張強さを、プレス
成形性の尺度として降伏点伸びと伸びを測定した。特に
降伏点伸びはプレス成形の際のストレッチャーストレイ
ンの発生と密接な関係があり、降伏点伸びが小さいほう
がストレッチャーストレインが生じ難い。降伏点伸び、
伸びは評点間距離５０ｍｍでのものである。実用におい
ては出荷されてから使用されるまで時間がかかるので、
引張試験も調質圧延を行ってから３０日室温に放置して
から行った。
【００２１】焼付硬化性は、まず評点間５０ｍｍで２％
の引張予歪を加え、２％の引張予歪での■フローストレ
スを測定した。その後１７０℃にしたシリコンオイル浴
中に、それらの引張試験片を投入し、２０ｍｉｎ経過後
取り出して水冷し、再度引張試験を行い、■上降伏点を
測定した。■の上降伏点から■のフローストレスを引い
て焼付硬化量を求めた。
の引張予歪を加え、２％の引張予歪での■フローストレ
スを測定した。その後１７０℃にしたシリコンオイル浴
中に、それらの引張試験片を投入し、２０ｍｉｎ経過後
取り出して水冷し、再度引張試験を行い、■上降伏点を
測定した。■の上降伏点から■のフローストレスを引い
て焼付硬化量を求めた。
【００２２】本発明鋼は伸びが大きく、比較鋼に比べ降
伏点伸びが小さい割に焼付硬化量が大きい。
伏点伸びが小さい割に焼付硬化量が大きい。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【発明の効果】本発明により、プレス成形性に優れた高
い焼付硬化性を有する鋼板が得られ、自動車をはじめと
する産業界に寄与するところ極めて大である。
い焼付硬化性を有する鋼板が得られ、自動車をはじめと
する産業界に寄与するところ極めて大である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．００２〜０．００８％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．００１〜０．８％、 Ｐ：０．００２〜０．０３％、 Ｓ：０．００４〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
５〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％ およびＮｂ，Ｔｉを１種以上添加し、その合計添加量が
０．０１〜０．０４％であり、残部がＦｅと不可避的不
純物よりなるプレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼
板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．００２〜０．００８％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．００１〜０．８％、 Ｐ：０．００２〜０．１０％、 Ｓ：０．００４〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
５〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２％ およびＮｂ，Ｔｉを１種以上添加し、その合計添加量が
０．０１〜０．０４％であり、残部がＦｅと不可避的不
純物よりなるプレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9060491A JPH04323345A (ja) | 1991-04-22 | 1991-04-22 | プレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9060491A JPH04323345A (ja) | 1991-04-22 | 1991-04-22 | プレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04323345A true JPH04323345A (ja) | 1992-11-12 |
Family
ID=14003080
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9060491A Withdrawn JPH04323345A (ja) | 1991-04-22 | 1991-04-22 | プレス成形性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04323345A (ja) |
-
1991
- 1991-04-22 JP JP9060491A patent/JPH04323345A/ja not_active Withdrawn
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