JPH0568533B2 - - Google Patents
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- JPH0568533B2 JPH0568533B2 JP61274846A JP27484686A JPH0568533B2 JP H0568533 B2 JPH0568533 B2 JP H0568533B2 JP 61274846 A JP61274846 A JP 61274846A JP 27484686 A JP27484686 A JP 27484686A JP H0568533 B2 JPH0568533 B2 JP H0568533B2
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- steel
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、深絞り用冷延鋼板に関し、特に焼
付硬化性（塗料焼付後の母材硬度・強度向上性、
以下BH性と記す）の改善に関するものである。
付硬化性（塗料焼付後の母材硬度・強度向上性、
以下BH性と記す）の改善に関するものである。
自動車の外板、内板およびその他の小物部品等
のように、プレス成形性の求められる自動車部品
は、ランクフオード値（ｒ値）をはじめ全伸びな
ど延性が強く求められ、さらに近年、燃料改善を
目的として車体の軽量化が求められ、それに応じ
て強度の高い鋼板が求められてきた。一方、これ
らの鋼板には耐デント性と称して、小さな石の飛
散などで跡形の付かないことも求められており、
これらの要求に応える鋼板として、プレス成形性
の優れた焼付硬化型鋼板へのニーズが益々高まつ
ている。
のように、プレス成形性の求められる自動車部品
は、ランクフオード値（ｒ値）をはじめ全伸びな
ど延性が強く求められ、さらに近年、燃料改善を
目的として車体の軽量化が求められ、それに応じ
て強度の高い鋼板が求められてきた。一方、これ
らの鋼板には耐デント性と称して、小さな石の飛
散などで跡形の付かないことも求められており、
これらの要求に応える鋼板として、プレス成形性
の優れた焼付硬化型鋼板へのニーズが益々高まつ
ている。
そして従来、この種の深絞り用冷延鋼板とし
て、極低Ｃ鋼に、ＣおよびＮを十分固着するに必
要な量のTiあるいはNbを添加したIF鋼
（Interstital Free Steel）がよく知られている。
しかしながらTiのキルド鋼においては、Ｃとの
結合力が極めて強いため、粒界が非常に清浄とな
り、深絞り成形後、粒界破壊による２次加工割れ
が発生し易くなること、リン酸塩処理性が悪こ
と、又溶融亜鉛メツキ材についてはパウダリング
が発生し易いこと、などの欠点が指摘されるよう
になつた。
て、極低Ｃ鋼に、ＣおよびＮを十分固着するに必
要な量のTiあるいはNbを添加したIF鋼
（Interstital Free Steel）がよく知られている。
しかしながらTiのキルド鋼においては、Ｃとの
結合力が極めて強いため、粒界が非常に清浄とな
り、深絞り成形後、粒界破壊による２次加工割れ
が発生し易くなること、リン酸塩処理性が悪こ
と、又溶融亜鉛メツキ材についてはパウダリング
が発生し易いこと、などの欠点が指摘されるよう
になつた。
またもう一方のNbキルド鋼においても、Ｃ、
Nb量と熱延条件とｒ値との間に複雑な関係があ
り、製品の安定性に問題があること、700℃以上
の高温巻取を必要とし、酸洗性の低下を招いた
り、高温で保持しにくいコイルトツプ部やボトム
部でのｒ値の低下を生ずること、また再結晶温度
が高く、高温焼鈍を必要とすること、などの欠点
が指摘されている。
Nb量と熱延条件とｒ値との間に複雑な関係があ
り、製品の安定性に問題があること、700℃以上
の高温巻取を必要とし、酸洗性の低下を招いた
り、高温で保持しにくいコイルトツプ部やボトム
部でのｒ値の低下を生ずること、また再結晶温度
が高く、高温焼鈍を必要とすること、などの欠点
が指摘されている。
この様な両鋼種の欠点を克服し、両者の長所を
合わせもつた鋼として、TiとNbを複合添加した
鋼（特公昭61−32375号公報参照）や、さらにＢ
を添加した鋼（特開昭59−193221号公報参照）が
近年提案され、それなりの成果が示されている。
合わせもつた鋼として、TiとNbを複合添加した
鋼（特公昭61−32375号公報参照）や、さらにＢ
を添加した鋼（特開昭59−193221号公報参照）が
近年提案され、それなりの成果が示されている。
〔発明が解決しようとする問題点〕
一方焼付硬化性の要求に対し、これらのIF鋼
は全く対応できず、各種のAlキルド鋼を用いた
り、Nbキルド鋼を非常に高い温度で焼鈍して
Nbcを分解せしめたりすることにより製造する方
法が提案されているが、前者はｒ値が低いこと、
後者は焼鈍温度が高いことから操業効率が著しく
劣化すること、などの欠点を有している。
は全く対応できず、各種のAlキルド鋼を用いた
り、Nbキルド鋼を非常に高い温度で焼鈍して
Nbcを分解せしめたりすることにより製造する方
法が提案されているが、前者はｒ値が低いこと、
後者は焼鈍温度が高いことから操業効率が著しく
劣化すること、などの欠点を有している。
この発明はかかる問題点に鑑み、非常に優れた
成形性を有するがBH性の全くないIF鋼と、高い
BH性を有するもののｒ値の低いAlキルド鋼の欠
点を補い両者の長所を兼備させた深絞り用冷延鋼
板を提供することを目的とする。
成形性を有するがBH性の全くないIF鋼と、高い
BH性を有するもののｒ値の低いAlキルド鋼の欠
点を補い両者の長所を兼備させた深絞り用冷延鋼
板を提供することを目的とする。
そして、本件発明者はかかる課題を解決すべく
鋭意研究した結果、次のような事を見出し、本発
明をなしたものである。即ち、鋼中に存在するＣ
やＮは回復、再結晶を遅らせると同時にｒ値を著
しく低下させ、特にＮの悪影響が大きい。この問
題を解決するためにNbやTiを添加したIF鋼が開
発されたことは既に述べたが、Nb添加鋼ではＮ
との結合力が弱く、Ｎが固溶原子として多量に残
存する。巻取温度を高くすると、ＮはAlNとし
て固定されるが、鋼中の窒化物の溶解温度積lpg
〔Al〕〔Ｎ〕（ここで〔Al〕は固溶Al量、〔Ｎ〕は
固溶Ｎ量である）が大きく、微量のＮが残存す
る。この固溶Ｎを完全に無くしうる元素の影響を
検討した結果、Zrの添加が最も有効であること
が明らかとなつた。さらにＮのBHあるいはAl
（時効指数）への寄与はＣより大きく、Ｎの固着
が不完全な場合にはAlやBHのばらつきが非常に
大きくなり、材質的にも不安定となる。
鋭意研究した結果、次のような事を見出し、本発
明をなしたものである。即ち、鋼中に存在するＣ
やＮは回復、再結晶を遅らせると同時にｒ値を著
しく低下させ、特にＮの悪影響が大きい。この問
題を解決するためにNbやTiを添加したIF鋼が開
発されたことは既に述べたが、Nb添加鋼ではＮ
との結合力が弱く、Ｎが固溶原子として多量に残
存する。巻取温度を高くすると、ＮはAlNとし
て固定されるが、鋼中の窒化物の溶解温度積lpg
〔Al〕〔Ｎ〕（ここで〔Al〕は固溶Al量、〔Ｎ〕は
固溶Ｎ量である）が大きく、微量のＮが残存す
る。この固溶Ｎを完全に無くしうる元素の影響を
検討した結果、Zrの添加が最も有効であること
が明らかとなつた。さらにＮのBHあるいはAl
（時効指数）への寄与はＣより大きく、Ｎの固着
が不完全な場合にはAlやBHのばらつきが非常に
大きくなり、材質的にも不安定となる。
そしてＮの固着に必要な量以上のZrはＣとも
結びつくことから、ｒ値を向上させるためにZr
を多量に添加するという考え方は、ｒ値だけを考
えた時には可能であるが、Zrは化成処理性を劣
化させるという欠点を持つため必要最小限に留
め、Ｃの固着は化成処理性に害のないNbで行う
ことが望ましい。
結びつくことから、ｒ値を向上させるためにZr
を多量に添加するという考え方は、ｒ値だけを考
えた時には可能であるが、Zrは化成処理性を劣
化させるという欠点を持つため必要最小限に留
め、Ｃの固着は化成処理性に害のないNbで行う
ことが望ましい。
Nbの添加量の増加に伴いｒ値は向上し、完全
にＣを固着するNbを添加したときにｒ値は最高
値に達するが、この場合には先に述べた様にBH
性は得られない。通常、BH鋼板は少なくとも３
Kgｆ／mm2以上のBH量を要求されるが、本発明者
はこのBH性を得らためには5ppm以上の固溶Ｃ
が必要であることを明らかにした。またBH量は
大きい程好ましいが、同時に増加するAl（時効指
数）を実用上３Kgｆ／mm2以下に抑制することが必
要であり、これを実現できる条件は固溶Ｃ量が
30ppmであることも明らかにした。
にＣを固着するNbを添加したときにｒ値は最高
値に達するが、この場合には先に述べた様にBH
性は得られない。通常、BH鋼板は少なくとも３
Kgｆ／mm2以上のBH量を要求されるが、本発明者
はこのBH性を得らためには5ppm以上の固溶Ｃ
が必要であることを明らかにした。またBH量は
大きい程好ましいが、同時に増加するAl（時効指
数）を実用上３Kgｆ／mm2以下に抑制することが必
要であり、これを実現できる条件は固溶Ｃ量が
30ppmであることも明らかにした。
ここで第１図に計算で求めた固溶Ｃ量とBH、
Alおよびｒ値の関係を示したが、固溶Ｃの増加
と共にBH、Alは増加し、ｒ値は劣化するが、固
溶Ｃ量が30ppm以下であればｒ値は1.8以上確保
されている（第１図のＡ，Ｂ参照）。この値は
30ppmのＣを含むAlキルド鋼に比べ高い値であ
るが、ZrやNbの添加により熱延板粒径が微細化
していることが寄与したためと考えられる。
Alおよびｒ値の関係を示したが、固溶Ｃの増加
と共にBH、Alは増加し、ｒ値は劣化するが、固
溶Ｃ量が30ppm以下であればｒ値は1.8以上確保
されている（第１図のＡ，Ｂ参照）。この値は
30ppmのＣを含むAlキルド鋼に比べ高い値であ
るが、ZrやNbの添加により熱延板粒径が微細化
していることが寄与したためと考えられる。
そこでこの発明に係る焼付硬化性に優れた深絞
り用冷延鋼板は、Ｃ：0.015重量％以下、Mn：
0.05〜0.3重量％、Ｐ：0.1重量％以下、Ｓ：0.02
重量：以下、Al：0.01〜0.07重量％、Ｎ：0.008重
量％以下、Zr：15×91／14N〜91／14N、Nb：
93／12C〜0.5×93／12C、残部Fe及びその他の不
純物元素からなり、ZrによりＮの全量が固定さ
れ、NbによりＣが５〜30ppm残存するように固
定されていることを特徴としている。
り用冷延鋼板は、Ｃ：0.015重量％以下、Mn：
0.05〜0.3重量％、Ｐ：0.1重量％以下、Ｓ：0.02
重量：以下、Al：0.01〜0.07重量％、Ｎ：0.008重
量％以下、Zr：15×91／14N〜91／14N、Nb：
93／12C〜0.5×93／12C、残部Fe及びその他の不
純物元素からなり、ZrによりＮの全量が固定さ
れ、NbによりＣが５〜30ppm残存するように固
定されていることを特徴としている。
ここで各元素の限定理由について説明する。
Ｃ：添加量に応じてそれを固定するためのNb
添加量が増大し、コストが高くなる他、Nbcが多
量に折出するため粒成長によるｒ値向上がはかり
にくくなるため、0.015％以下に限定する必要が
ある。またＣはBH性に対して重要な働きをする
元素であり、Nbもしくは余つたZrに固定された
以外のＣ量を５〜30ppmに制御することにより
Alを３Kgｆ／mm2以下、BHを３Kgｆ／mm2以上をも
たらすことができ、ｒ値も高い値を維持できる。
添加量が増大し、コストが高くなる他、Nbcが多
量に折出するため粒成長によるｒ値向上がはかり
にくくなるため、0.015％以下に限定する必要が
ある。またＣはBH性に対して重要な働きをする
元素であり、Nbもしくは余つたZrに固定された
以外のＣ量を５〜30ppmに制御することにより
Alを３Kgｆ／mm2以下、BHを３Kgｆ／mm2以上をも
たらすことができ、ｒ値も高い値を維持できる。
Mn：Mn量の増加に伴いｒ値が劣化すること
から、0.3％を上限とする。一方、0.05％以下に
なると、熱間での割れが生じたり、ｒ値が逆に低
下することから下限値を0.05％とする。
から、0.3％を上限とする。一方、0.05％以下に
なると、熱間での割れが生じたり、ｒ値が逆に低
下することから下限値を0.05％とする。
Ｐ：BH鋼板は通常TSレベルが30〜40Kgｆ／
mm2程度の範囲の鋼で求められ、かつ外板に用いら
れることが多いため表面性状の要求も厳格であ
る。この要求に対してはSiよりもＰによる強化が
好ましく、要求強度に応じてＰが添加される。Ｐ
は0.01％の添加で約１Kgｆ／mm2のTS増加に寄与
し、かつｒ地の劣化の少ない元素である。しかし
ながらＰは粒界に偏析し、２次加工割れを起こし
やすい元素であるため上限を0.1％に規制すべき
である。この２次加工割れは固溶Ｃの共存で改善
されるため、本鋼では有利であるが、厳しい用途
には後述するＢの複合添加の方が有効である。
mm2程度の範囲の鋼で求められ、かつ外板に用いら
れることが多いため表面性状の要求も厳格であ
る。この要求に対してはSiよりもＰによる強化が
好ましく、要求強度に応じてＰが添加される。Ｐ
は0.01％の添加で約１Kgｆ／mm2のTS増加に寄与
し、かつｒ地の劣化の少ない元素である。しかし
ながらＰは粒界に偏析し、２次加工割れを起こし
やすい元素であるため上限を0.1％に規制すべき
である。この２次加工割れは固溶Ｃの共存で改善
されるため、本鋼では有利であるが、厳しい用途
には後述するＢの複合添加の方が有効である。
Ｓ：ｒ値には何等影響を及ぼそないが、Ｓ量が
増加するとMnS系の伸長した介在物が増加し、
伸びフランジ性に代表される局部延性を劣化させ
るため、0.02％以下に制限しなければならない。
増加するとMnS系の伸長した介在物が増加し、
伸びフランジ性に代表される局部延性を劣化させ
るため、0.02％以下に制限しなければならない。
Al：脱酸に必要な元素であり十分な脱酸を行
うには最低0.01％のAlが必要である。逆に0.07％
を越えると脱酸が達するだけでなく、アルミナ系
介在物が発生し、成形性を劣化させる。
うには最低0.01％のAlが必要である。逆に0.07％
を越えると脱酸が達するだけでなく、アルミナ系
介在物が発生し、成形性を劣化させる。
Ｎ：Ｎの増加に伴いそれを固定するに必要な
Zrの添加料が多くなりコストアツプを招く他、
析出物量も増加し、粒成長性が劣化し、ｒ値の向
上が得にくくなるため、出来るだけ低レベル、好
ましくは0.004％以下が望ましいが、所望の材質
を得るに必要な最低限の値が0.008％であること
から、これを上限値とする。
Zrの添加料が多くなりコストアツプを招く他、
析出物量も増加し、粒成長性が劣化し、ｒ値の向
上が得にくくなるため、出来るだけ低レベル、好
ましくは0.004％以下が望ましいが、所望の材質
を得るに必要な最低限の値が0.008％であること
から、これを上限値とする。
Zr：Ｎを完全に固着するに必要な量すなわち
91／14×Ｎを最低限とし、その1.5倍を最高値と
する。91／14×Ｎより少ないと固溶Ｎが残存し、
ｒ値の劣化を招く。一方、その1.5倍を越えて添
加しても、Ｎの固定に何ら寄与しないことから材
質の向上は望めない。
91／14×Ｎを最低限とし、その1.5倍を最高値と
する。91／14×Ｎより少ないと固溶Ｎが残存し、
ｒ値の劣化を招く。一方、その1.5倍を越えて添
加しても、Ｎの固定に何ら寄与しないことから材
質の向上は望めない。
Nb：Ｃを5ppm程度に残すため、Ｃを完全に固
着するに必要な量、即ち93／12C未満とし、Ｃが
30ppm程度残るようにこれを固着するに必要な
量、即ち05×93／12Cを最低限とする。
着するに必要な量、即ち93／12C未満とし、Ｃが
30ppm程度残るようにこれを固着するに必要な
量、即ち05×93／12Cを最低限とする。
次に本発明鋼の製造条件について説明する。
熱延条件；オーステナイト域での熱延終了が好
ましいが、本発明鋼の様な極低炭素鋼の加工時の
Ar3点は900〜950℃とからなり高く確実にオース
テナイト域で熱延終了するには、技術的にかなり
の困難を伴い、かつスケール疵が発生しやすい。
そこで本発明者らは熱延終了温度の低下を何度ま
で許容されるかを検討した所、推定される加工時
のAr3点より100℃低い温度までであればｒ値の
低下は0.1程度とごくわずかであることを明らか
にした。従つて仕上温度は、800℃以上950℃の範
囲であれば実質的に所望の特性が得られ、かつ熱
延時のスケール疵も防止できる。巻取温度は、高
温ほど析出物が粗大化し、焼鈍時の粒成長性を促
すため好ましいが、操業面では酸洗性の劣化を伴
うため必ずしも得策ではない。材質との兼ね合わ
せから、600℃から750℃の間で巻き取ることが望
ましい。
ましいが、本発明鋼の様な極低炭素鋼の加工時の
Ar3点は900〜950℃とからなり高く確実にオース
テナイト域で熱延終了するには、技術的にかなり
の困難を伴い、かつスケール疵が発生しやすい。
そこで本発明者らは熱延終了温度の低下を何度ま
で許容されるかを検討した所、推定される加工時
のAr3点より100℃低い温度までであればｒ値の
低下は0.1程度とごくわずかであることを明らか
にした。従つて仕上温度は、800℃以上950℃の範
囲であれば実質的に所望の特性が得られ、かつ熱
延時のスケール疵も防止できる。巻取温度は、高
温ほど析出物が粗大化し、焼鈍時の粒成長性を促
すため好ましいが、操業面では酸洗性の劣化を伴
うため必ずしも得策ではない。材質との兼ね合わ
せから、600℃から750℃の間で巻き取ることが望
ましい。
冷延条件：60％以上90％以下の冷延条件であれ
ば、高い程ｒ値の向上が得られる。しかしなら最
低限60％の冷延を加えれば所望の特性が得られ、
一方90％以上の冷延は通常のタンデムミルで１回
の圧延で完了することは不可能である。
ば、高い程ｒ値の向上が得られる。しかしなら最
低限60％の冷延を加えれば所望の特性が得られ、
一方90％以上の冷延は通常のタンデムミルで１回
の圧延で完了することは不可能である。
焼鈍条件：本鋼種は再結晶完了時に既に高いｒ
値を有するという特徴を有するが、焼鈍温度を上
げなければ粒成長が促され、より高いｒ値が得ら
れる。しかしながらAC3点を越えて、オーステナ
イト域まで加熱するとγ→α変態時ランダム核生
成をもたらし、極端にｒ値が劣化する。
値を有するという特徴を有するが、焼鈍温度を上
げなければ粒成長が促され、より高いｒ値が得ら
れる。しかしながらAC3点を越えて、オーステナ
イト域まで加熱するとγ→α変態時ランダム核生
成をもたらし、極端にｒ値が劣化する。
本発明鋼は、冷延前にＣ、ＮがそれぞれNb、
Zrによつて固定され、冷延、焼鈍後もほとんど
分解するこことがないため、過時効処理は特に必
要でないが、現状の連続焼鈍ラインに設置されて
いる過時効帯を通過し、通常のAlキルド鋼に採
用されている様な過時効処理を加えても何ら材質
を劣化させるものではない。
Zrによつて固定され、冷延、焼鈍後もほとんど
分解するこことがないため、過時効処理は特に必
要でないが、現状の連続焼鈍ラインに設置されて
いる過時効帯を通過し、通常のAlキルド鋼に採
用されている様な過時効処理を加えても何ら材質
を劣化させるものではない。
この発明においては、Ｎを強固に固定する元素
であるZrを原子当量の1.5〜1.0倍添加することに
より、ZrでＮを完全固定し、Nbを原子当量の1.0
〜0.5倍添加することにより、NbでＣを５〜
30ppm残して固定したことから、ｒ値に悪影響を
及ばすＮ、Ｃが可能な限り除去されてｒ値の改善
が図られるとともに、Ｃが適量残存してBH性が
改善されるものである。
であるZrを原子当量の1.5〜1.0倍添加することに
より、ZrでＮを完全固定し、Nbを原子当量の1.0
〜0.5倍添加することにより、NbでＣを５〜
30ppm残して固定したことから、ｒ値に悪影響を
及ばすＮ、Ｃが可能な限り除去されてｒ値の改善
が図られるとともに、Ｃが適量残存してBH性が
改善されるものである。
以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
実施例 １
第１表はＮを完全に固着するに必要なZrを添
加し、Nb量を0.005から0.08％まで種々加えた鋼
である。焼鈍温度は850℃、保持時間は1minであ
り、ロールクエンチ相当の冷却の後、400℃×
3minの過時処理を施し、ｒ値を測定した。値
を（ro＋r90＋2r45）／４の式に従い算出したとこ
ろ良好な値が得られた。
加し、Nb量を0.005から0.08％まで種々加えた鋼
である。焼鈍温度は850℃、保持時間は1minであ
り、ロールクエンチ相当の冷却の後、400℃×
3minの過時処理を施し、ｒ値を測定した。値
を（ro＋r90＋2r45）／４の式に従い算出したとこ
ろ良好な値が得られた。
実施例 ２
第２表は固溶Ｃを約10ppm残す様にNbを添加
し、Zr添加量を０から0.02％まで種々変え、ｒ値
の変化を調査したときの供試鋼であり、第３図に
その結果を示す。Zr添加量が増加し、（Ｎ／Zr）
の原子比が１に近付くにつれｒ値の向上が顕著で
あり、本発明の範囲（第３図Ｃ参照）において
2.2以上の値が得られた。
し、Zr添加量を０から0.02％まで種々変え、ｒ値
の変化を調査したときの供試鋼であり、第３図に
その結果を示す。Zr添加量が増加し、（Ｎ／Zr）
の原子比が１に近付くにつれｒ値の向上が顕著で
あり、本発明の範囲（第３図Ｃ参照）において
2.2以上の値が得られた。
実施例 ３
第３表は本発明に従つた鋼（第１〜９欄）およ
び比較鋼（第10〜15欄）の化学成分である。これ
らの材料を熱延仕上温度900℃、巻取温度650℃
で、板厚3.2mmに熱間圧延し、酸洗後75％の冷延
を加え、0.8mmｔの鋼板を得た。焼鈍は温度800
℃、保持時間1.5minとし、約70℃／secの冷却速
度で40℃まで冷却し、その温度で3min間の保持
を行つた。その後１％のスキンパスを施し、機械
的性質を測定した。２次加工性の評価は、１段の
絞り成形にて33mmΦの平底円筒カツプを成形し、
絞り比2.1の高さに揃えて切断し、種々の温度で
円錐台治具で押し拡げ試験を行い延性−脆性遷移
温度を求めた。結果を第４表に示した。従来知ら
れているNbキルド鋼、Tiキルド鋼あるいはTi−
Nbキルド鋼に比べ1.8以上の優れたｒ値を示し
た。またAI、BHについてもYS、TS、El、遷移
温度を劣化させることなく、各々3.1Kgｆ／mm2以
下、3.5Kgｆ／mm2以上の良好な値が得られ、AI性、
BH性が改善されていることが分かる。
び比較鋼（第10〜15欄）の化学成分である。これ
らの材料を熱延仕上温度900℃、巻取温度650℃
で、板厚3.2mmに熱間圧延し、酸洗後75％の冷延
を加え、0.8mmｔの鋼板を得た。焼鈍は温度800
℃、保持時間1.5minとし、約70℃／secの冷却速
度で40℃まで冷却し、その温度で3min間の保持
を行つた。その後１％のスキンパスを施し、機械
的性質を測定した。２次加工性の評価は、１段の
絞り成形にて33mmΦの平底円筒カツプを成形し、
絞り比2.1の高さに揃えて切断し、種々の温度で
円錐台治具で押し拡げ試験を行い延性−脆性遷移
温度を求めた。結果を第４表に示した。従来知ら
れているNbキルド鋼、Tiキルド鋼あるいはTi−
Nbキルド鋼に比べ1.8以上の優れたｒ値を示し
た。またAI、BHについてもYS、TS、El、遷移
温度を劣化させることなく、各々3.1Kgｆ／mm2以
下、3.5Kgｆ／mm2以上の良好な値が得られ、AI性、
BH性が改善されていることが分かる。
ここでAI、BHの測定方法について説明する。
AIについては、まず第２図ａに示されるように、
熱処理前のLoad曲線L1においてε＝10％のとき
のσ＝Ａを求め、次に100℃×1hrの熱処理後の
Load曲線L2よりσ＝Ｂを求め、AI係数＝Ｂ−Ａ
で求めた。またBHについては、第２図ｂに示さ
れるように、熱処理前のLoad曲線L3においてε
＝２％のときのσ＝A′を求め、次に170℃×
20minの熱処理後のLoad曲線L4よりσ＝B′を求
め、BH係数＝B′−A′で求めた。
AIについては、まず第２図ａに示されるように、
熱処理前のLoad曲線L1においてε＝10％のとき
のσ＝Ａを求め、次に100℃×1hrの熱処理後の
Load曲線L2よりσ＝Ｂを求め、AI係数＝Ｂ−Ａ
で求めた。またBHについては、第２図ｂに示さ
れるように、熱処理前のLoad曲線L3においてε
＝２％のときのσ＝A′を求め、次に170℃×
20minの熱処理後のLoad曲線L4よりσ＝B′を求
め、BH係数＝B′−A′で求めた。
なお本発明に関しては、これまで連続焼鈍炉で
製造される冷延鋼板について記述してきたが、溶
融亜鉛メツキ鋼板、もしくは合金化溶融亜鉛メツ
キ鋼板に適用しても、何ら本質的な特性が損われ
るものでないし、Tiが含まれている鋼板でしば
しば見られるメツキ付着不良や、パウダリングな
どの不良現象を回避しうるなどのメリツトを有し
ている。すなわち、溶融亜鉛メツキラインにおい
ても、均熱時間はやや短いものの連続焼鈍と同じ
ように冷延後、急速加熱、急速冷却の熱サイクル
を受けるから、本鋼種が連続焼鈍で優れた特性を
発揮した冶金的メカニズムは、この溶融亜鉛メツ
キラインにおいても全く共通の冶金的背景として
存在するものである。なお、ここで冶金的メカニ
ズムとは冷延前にＮをZrで、ＣをNbで完全に固
着し、このことが、冷延においてマクロ的には結
晶方位、ミクロ的には粒界近傍の転位配列を
（222）再結晶核生成に有利な方向に制御するとい
うこと、さらに再結晶過程においてもＮ、Ｃが全
く存在しないことが（222）再結晶核生成に有効
であるということをいう。
製造される冷延鋼板について記述してきたが、溶
融亜鉛メツキ鋼板、もしくは合金化溶融亜鉛メツ
キ鋼板に適用しても、何ら本質的な特性が損われ
るものでないし、Tiが含まれている鋼板でしば
しば見られるメツキ付着不良や、パウダリングな
どの不良現象を回避しうるなどのメリツトを有し
ている。すなわち、溶融亜鉛メツキラインにおい
ても、均熱時間はやや短いものの連続焼鈍と同じ
ように冷延後、急速加熱、急速冷却の熱サイクル
を受けるから、本鋼種が連続焼鈍で優れた特性を
発揮した冶金的メカニズムは、この溶融亜鉛メツ
キラインにおいても全く共通の冶金的背景として
存在するものである。なお、ここで冶金的メカニ
ズムとは冷延前にＮをZrで、ＣをNbで完全に固
着し、このことが、冷延においてマクロ的には結
晶方位、ミクロ的には粒界近傍の転位配列を
（222）再結晶核生成に有利な方向に制御するとい
うこと、さらに再結晶過程においてもＮ、Ｃが全
く存在しないことが（222）再結晶核生成に有効
であるということをいう。
またTi添加鋼におけるメツキ付着不良や、パ
ウダリングの発生機構は必ずしも明らかではない
が非常に酸素との親和力の強いTiの存在が関与
しているものと考えられ、本鋼種の様にZr−Nb
系においては、本発明鋼の成分範囲の中ではこれ
らの不良現象は全く認められなかつた。
ウダリングの発生機構は必ずしも明らかではない
が非常に酸素との親和力の強いTiの存在が関与
しているものと考えられ、本鋼種の様にZr−Nb
系においては、本発明鋼の成分範囲の中ではこれ
らの不良現象は全く認められなかつた。
さらにまた、ＣやＮがほぼ完全に固定され、粒
界からＣやＮがほぼ完全に除去されると、粒界の
結合力が著しく弱くなる。さらに深絞り成形を受
けて絞り比が大きくなればなるほぼ粒界破壊を起
こしやすくなる。従つてZr、Nbを添加した鋼も
用途によつてはこの粒界割れを防止した鋼を提供
する必要がある。深絞り成形後の粒界割れ防止に
はＢ、Ni、Moが有効であることが明らかとなつ
たがＢが最も少量で効果があることから、本目的
に対してはＢを添加することが望ましい。ここで
Ｂは3ppm未満では添加効果がなく、一方30ppm
を越えても２次加工性改善効果が飽和するだけで
なく、ｒ値の低下をきたすことから、Ｂは3ppm
〜30ppm添加するのが好ましい。
界からＣやＮがほぼ完全に除去されると、粒界の
結合力が著しく弱くなる。さらに深絞り成形を受
けて絞り比が大きくなればなるほぼ粒界破壊を起
こしやすくなる。従つてZr、Nbを添加した鋼も
用途によつてはこの粒界割れを防止した鋼を提供
する必要がある。深絞り成形後の粒界割れ防止に
はＢ、Ni、Moが有効であることが明らかとなつ
たがＢが最も少量で効果があることから、本目的
に対してはＢを添加することが望ましい。ここで
Ｂは3ppm未満では添加効果がなく、一方30ppm
を越えても２次加工性改善効果が飽和するだけで
なく、ｒ値の低下をきたすことから、Ｂは3ppm
〜30ppm添加するのが好ましい。
以上のように本発明によれば、ZrによりＮを
完全固定し、NbによりＣを一部残固定にしたの
で、Ｎ、Ｃを除去してｒ値を改善できるととも
に、Ｃを適量残存させてBH性を改善できる効果
がある。
完全固定し、NbによりＣを一部残固定にしたの
で、Ｎ、Ｃを除去してｒ値を改善できるととも
に、Ｃを適量残存させてBH性を改善できる効果
がある。
第１図は発明が解決しようとする問題点を説明
するための固溶Ｃ量とBH、AI及び値との関係
を示す図、第２図ａ，ｂは各々AI、BHの測定方
法を説明するための図、第３図は本発明の実施例
を説明するためのZrと値との関係を示す図で
ある。
するための固溶Ｃ量とBH、AI及び値との関係
を示す図、第２図ａ，ｂは各々AI、BHの測定方
法を説明するための図、第３図は本発明の実施例
を説明するためのZrと値との関係を示す図で
ある。
【表】
【表】
【表】
【表】
Claims (1)
- １ Ｃ：0.015重量％以下、Mn：0.05〜0.3重量
％、Ｐ：0.1重量％以下、Ｓ：0.02重量％以下、
Al：0.01〜0.07重量％、Ｎ：0.008重量％以下、
Zr：1.5×91／14N〜91／14N、Nb：93／12C〜
0.5×93／12C、残部Fe及びその他の不純物元素
からなり、ZrによりＮの全量が固定され、Nbに
よりＣが５〜30ppm残存するよう固定されている
ことを特徴とする焼付硬化性に優れた深絞り用冷
延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27484686A JPS63128149A (ja) | 1986-11-18 | 1986-11-18 | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27484686A JPS63128149A (ja) | 1986-11-18 | 1986-11-18 | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63128149A JPS63128149A (ja) | 1988-05-31 |
| JPH0568533B2 true JPH0568533B2 (ja) | 1993-09-29 |
Family
ID=17547398
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27484686A Granted JPS63128149A (ja) | 1986-11-18 | 1986-11-18 | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63128149A (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59153837A (ja) * | 1983-02-22 | 1984-09-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用高強度冷延鋼板の製造法 |
| JPS6111294A (ja) * | 1984-06-28 | 1986-01-18 | Tdk Corp | 光記録媒体 |
-
1986
- 1986-11-18 JP JP27484686A patent/JPS63128149A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63128149A (ja) | 1988-05-31 |
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