JPH06179922A - 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 - Google Patents
深絞り用高張力薄鋼板の製造法Info
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- JPH06179922A JPH06179922A JP35340892A JP35340892A JPH06179922A JP H06179922 A JPH06179922 A JP H06179922A JP 35340892 A JP35340892 A JP 35340892A JP 35340892 A JP35340892 A JP 35340892A JP H06179922 A JPH06179922 A JP H06179922A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 深絞り性に優れると共に部分的な強度バラツ
キの小さい高張力薄鋼板を生産性良く安価に製造できる
手段を確立する。 【構成】 Ｃ：0.0005〜 0.012％，Si：1.5 ％以下，M
n：0.05〜 3.0％，Ｐ：0.15％以下，Ｓ：0.01％以下，s
ol.Al：0.1 ％以下，Ｎ：0.005 ％以下，Cu：0.5〜２
％，Ni：1/3Cu 〜2/3Cu ％，Ti：0.01〜 0.2％，を含有
するか、或いは更にNb：0.003 〜0.1 ％，Ｂ：0.0003〜
0.003 ％の１種又は２種をも含み、残部がFe及び不可避
的不純物から成る鋼片を、熱間圧延して５５０℃以下の
温度域で巻取り、次いで圧下率６５％以上で冷間圧延し
た後、連続焼鈍ラインで一次焼鈍してから延び率0.5 〜
５％の調質圧延を行い、再び連続焼鈍ライン又は連続溶
融亜鉛めっきラインで５００〜７５０℃の温度域に５秒
〜２分間加熱保持する２次焼鈍を施す。
キの小さい高張力薄鋼板を生産性良く安価に製造できる
手段を確立する。 【構成】 Ｃ：0.0005〜 0.012％，Si：1.5 ％以下，M
n：0.05〜 3.0％，Ｐ：0.15％以下，Ｓ：0.01％以下，s
ol.Al：0.1 ％以下，Ｎ：0.005 ％以下，Cu：0.5〜２
％，Ni：1/3Cu 〜2/3Cu ％，Ti：0.01〜 0.2％，を含有
するか、或いは更にNb：0.003 〜0.1 ％，Ｂ：0.0003〜
0.003 ％の１種又は２種をも含み、残部がFe及び不可避
的不純物から成る鋼片を、熱間圧延して５５０℃以下の
温度域で巻取り、次いで圧下率６５％以上で冷間圧延し
た後、連続焼鈍ラインで一次焼鈍してから延び率0.5 〜
５％の調質圧延を行い、再び連続焼鈍ライン又は連続溶
融亜鉛めっきラインで５００〜７５０℃の温度域に５秒
〜２分間加熱保持する２次焼鈍を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、プレス加工等により
様々な形状に成形されて構造部材として用いられるとこ
ろの、深絞り性に優れ、かつ強度のバラツキの小さい高
張力薄鋼板の製造法に関するものである。
様々な形状に成形されて構造部材として用いられるとこ
ろの、深絞り性に優れ、かつ強度のバラツキの小さい高
張力薄鋼板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来技術とその課題】製鋼段階で十分に脱炭処理して
からTiを添加した“極低炭素Ti添加鋼”をベ−スとし、
これにSi，Mn，Cr或いはＰを添加して強度を上げた高張
力冷延鋼板については、これまで多くの提案がなされて
いる。例えば、特公昭５７−５７９４５号公報を参照す
ると上記極低炭素Ti添加鋼に多量のＰを添加した冷延鋼
板が開示されており、また特開昭５７−４７８３２号公
報には、極低炭素Ti添加鋼に多量のMnを単独添加した冷
延鋼板が開示されている。
からTiを添加した“極低炭素Ti添加鋼”をベ−スとし、
これにSi，Mn，Cr或いはＰを添加して強度を上げた高張
力冷延鋼板については、これまで多くの提案がなされて
いる。例えば、特公昭５７−５７９４５号公報を参照す
ると上記極低炭素Ti添加鋼に多量のＰを添加した冷延鋼
板が開示されており、また特開昭５７−４７８３２号公
報には、極低炭素Ti添加鋼に多量のMnを単独添加した冷
延鋼板が開示されている。
【０００３】しかし、このような高張力冷延鋼板は何れ
も成形加工性が十分でなく、深絞り加工を要する用途に
は適用できないという問題があった。つまり、上記高張
力冷延鋼板では、引張強度が５０kgf/mm2 程度になると
ｒ値（ランクフォ−ド値）が1.6 程度と低い値しか示さ
ず、トラブル無く深絞り加工を行うことが困難であった
ためである。
も成形加工性が十分でなく、深絞り加工を要する用途に
は適用できないという問題があった。つまり、上記高張
力冷延鋼板では、引張強度が５０kgf/mm2 程度になると
ｒ値（ランクフォ−ド値）が1.6 程度と低い値しか示さ
ず、トラブル無く深絞り加工を行うことが困難であった
ためである。
【０００４】そこで、本発明者等は先に、極低炭素Ti添
加鋼に所定量のＰとMnを複合添加することで深絞り性の
改善を図った深絞り用高張力冷延鋼板を提案した（特開
昭63−190141号公報参照）。ところが、本発明者等の提
案になる上記鋼板は引張強度を５００Ｎ/mm2以上に高め
得る上に比較的良好な深絞り性を確保することが可能で
あったが、一方で多量の合金元素を添加しなければなら
ないためにコストが高くなるという問題があった。しか
も、冷延鋼板を製造する際、中間材たる熱延板の強度も
製品とほぼ同じ高いレベルになるので冷間圧延機に少な
からぬ負担がかかり、鋼板の平坦度を制御するのが困難
になるといった不都合も指摘された。
加鋼に所定量のＰとMnを複合添加することで深絞り性の
改善を図った深絞り用高張力冷延鋼板を提案した（特開
昭63−190141号公報参照）。ところが、本発明者等の提
案になる上記鋼板は引張強度を５００Ｎ/mm2以上に高め
得る上に比較的良好な深絞り性を確保することが可能で
あったが、一方で多量の合金元素を添加しなければなら
ないためにコストが高くなるという問題があった。しか
も、冷延鋼板を製造する際、中間材たる熱延板の強度も
製品とほぼ同じ高いレベルになるので冷間圧延機に少な
からぬ負担がかかり、鋼板の平坦度を制御するのが困難
になるといった不都合も指摘された。
【０００５】また、これとは別に、本発明者等は「所定
量のCuを添加すると共にMn，Ｓ，Ｐの成分調整を行った
極低炭素Ti添加鋼を冷間圧延し、 次いで高温で連続焼鈍
することにより、 比較的良好な深絞り性を示すと共に、
成形加工後熱処理を施すことにより製品強度が満足され
る冷延鋼板が得られる」ことを見出し、有用な「高成形
性高張力鋼板の製造方法」であるとして提案済である
（特開平２−156025号公報参照）。しかし、この方法で
得られる鋼板は、実用上の難点として“成形後に強度向
上のために施す熱処理費用がかさむ点”が問題視される
ものであった。
量のCuを添加すると共にMn，Ｓ，Ｐの成分調整を行った
極低炭素Ti添加鋼を冷間圧延し、 次いで高温で連続焼鈍
することにより、 比較的良好な深絞り性を示すと共に、
成形加工後熱処理を施すことにより製品強度が満足され
る冷延鋼板が得られる」ことを見出し、有用な「高成形
性高張力鋼板の製造方法」であるとして提案済である
（特開平２−156025号公報参照）。しかし、この方法で
得られる鋼板は、実用上の難点として“成形後に強度向
上のために施す熱処理費用がかさむ点”が問題視される
ものであった。
【０００６】同様にCuを添加した極低炭素鋼冷延鋼板に
関するものとして、特開昭６４−４４２９号公報には
「Cuを添加した極低炭素鋼を冷間圧延した後、 再結晶と
Cuの固溶を図るために連続焼鈍を施し、 更に２次焼鈍を
行って成形前にε-Cu を鋼板中に析出させることから成
る深絞り用高張力鋼板の製造法」が開示されている。
関するものとして、特開昭６４−４４２９号公報には
「Cuを添加した極低炭素鋼を冷間圧延した後、 再結晶と
Cuの固溶を図るために連続焼鈍を施し、 更に２次焼鈍を
行って成形前にε-Cu を鋼板中に析出させることから成
る深絞り用高張力鋼板の製造法」が開示されている。
【０００７】しかしながら、この特開昭６４−４４２９
号公報に開示されている方法では、２次焼鈍に“箱焼
鈍”を適用した場合には(a) 鋼帯の長手方向に温度斑が
生じると共に、ε-Cu の析出状態が鋼帯の位置によって
変化し、結果として強度のバラツキが生じる。この傾向
は、特に箱焼鈍温度が低い場合に生じる，(b) 加熱・冷
却に時間がかかるために極めて生産性が悪く、そのため
製造コストが嵩む，等の問題が指摘された。
号公報に開示されている方法では、２次焼鈍に“箱焼
鈍”を適用した場合には(a) 鋼帯の長手方向に温度斑が
生じると共に、ε-Cu の析出状態が鋼帯の位置によって
変化し、結果として強度のバラツキが生じる。この傾向
は、特に箱焼鈍温度が低い場合に生じる，(b) 加熱・冷
却に時間がかかるために極めて生産性が悪く、そのため
製造コストが嵩む，等の問題が指摘された。
【０００８】また、２次焼鈍に“連続焼鈍”を適用した
場合には、短時間で時効硬化させなければならないため
に多量のCu添加が必要であり、そのためこれに併せて多
量のNiを添加することも必要となって焼鈍後の深絞り性
が劣化するのみならず、製造コストが高くなる等の問題
を避け得なかった。
場合には、短時間で時効硬化させなければならないため
に多量のCu添加が必要であり、そのためこれに併せて多
量のNiを添加することも必要となって焼鈍後の深絞り性
が劣化するのみならず、製造コストが高くなる等の問題
を避け得なかった。
【０００９】このようなことから、本発明が目的とした
のは、深絞り性に優れると共に部分的な強度バラツキの
小さい高張力薄鋼板を生産性良く安価に製造できる手段
を確立することである。
のは、深絞り性に優れると共に部分的な強度バラツキの
小さい高張力薄鋼板を生産性良く安価に製造できる手段
を確立することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく鋭意研究を行ったところ、次のような知見
を得ることができた。
を達成すべく鋭意研究を行ったところ、次のような知見
を得ることができた。
【００１１】即ち、本発明者等は前述した特開平２−１
５６０２５号に係る発明の検討過程で「所定量のCuを含
有させた極低炭素Ti添加鋼では熱処理に先立って付加さ
れる歪がε-Cu の析出を著しく促進すること」を見出し
ていたが、この現象が“２回焼鈍法による深絞り用高張
力鋼板の製造法”に指摘された問題点を解消する鍵にな
るのではないかと考えて研究を進めた。
５６０２５号に係る発明の検討過程で「所定量のCuを含
有させた極低炭素Ti添加鋼では熱処理に先立って付加さ
れる歪がε-Cu の析出を著しく促進すること」を見出し
ていたが、この現象が“２回焼鈍法による深絞り用高張
力鋼板の製造法”に指摘された問題点を解消する鍵にな
るのではないかと考えて研究を進めた。
【００１２】つまり、Cuを含有させた極低炭素Ti添加鋼
の冷延板に１次，２次の焼鈍を施して改質を行う際、２
次焼鈍に先立って予歪を鋼板に付加しておくと、“連続
焼鈍ライン”或いは“連続溶融亜鉛めっきライン”の如
き生産性の良好な急速加熱・冷却設備で熱処理を行うだ
けでε-Cu の均一析出がなされる筈であるとの推測の下
に、鋼板の強度に及ぼす予歪の量と２次焼鈍温度の影響
調査を実施した。ここて、予歪は調質圧延により付与し
た。
の冷延板に１次，２次の焼鈍を施して改質を行う際、２
次焼鈍に先立って予歪を鋼板に付加しておくと、“連続
焼鈍ライン”或いは“連続溶融亜鉛めっきライン”の如
き生産性の良好な急速加熱・冷却設備で熱処理を行うだ
けでε-Cu の均一析出がなされる筈であるとの推測の下
に、鋼板の強度に及ぼす予歪の量と２次焼鈍温度の影響
調査を実施した。ここて、予歪は調質圧延により付与し
た。
【００１３】その結果、次のことが明らかとなったので
ある。 a) 調質圧延の延び率が大きいほど２次焼鈍後の引張強
度は高くなる。しかし、調質圧延の延び率が大きくなる
と全伸びは低下する。 b) そして、２次焼鈍での焼鈍温度が６８０℃近傍で２
次焼鈍後の引張強度が極大になる。 c) 同じ強度上昇が生じる時は、「調質圧延の伸び率を
小さくして高温で２次焼鈍する場合」の方が「調質圧延
の伸び率を大きくして低温で２次焼鈍する場合」よりも
全伸びの劣化程度が小さい。
ある。 a) 調質圧延の延び率が大きいほど２次焼鈍後の引張強
度は高くなる。しかし、調質圧延の延び率が大きくなる
と全伸びは低下する。 b) そして、２次焼鈍での焼鈍温度が６８０℃近傍で２
次焼鈍後の引張強度が極大になる。 c) 同じ強度上昇が生じる時は、「調質圧延の伸び率を
小さくして高温で２次焼鈍する場合」の方が「調質圧延
の伸び率を大きくして低温で２次焼鈍する場合」よりも
全伸びの劣化程度が小さい。
【００１４】本発明は、上記知見事項等を基に更なる検
討を重ねて完成されたものであり、 「Ｃ：0.0005〜 0.012％（以降、 成分割合を表す％は重
量％とする),Si：1.5 ％以下， Mn：0.05〜 3.0％，
Ｐ：0.15％以下，Ｓ：0.01％以下， 酸可溶Al：0.1 ％
以下， Ｎ：0.005 ％以下，Cu：0.5 〜２％， Ni：1/
3Cu 〜2/3Cu ％， Ti：0.01〜 0.2％を含有するか、 或
いは更に Nb：0.003 〜0.1 ％， Ｂ：0.0003〜0.003 ％の１種
又は２種をも含み、 残部がFe及び不可避的不純物から成
る鋼片を、 熱間圧延して５５０℃以下の温度域で巻取
り、 次いで圧下率６５％以上で冷間圧延した後、 連続焼
鈍ラインで一次焼鈍してから延び率0.5 〜５％の調質圧
延を行い、 再び連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっき
ラインで５００〜７５０℃の温度域に５秒〜２分間加熱
保持する２次焼鈍を施すことによって、 強度並びに深絞
り性の優れた高張力薄鋼板を生産性良く安価に製造し得
るようにした点」に大きな特徴を有している。
討を重ねて完成されたものであり、 「Ｃ：0.0005〜 0.012％（以降、 成分割合を表す％は重
量％とする),Si：1.5 ％以下， Mn：0.05〜 3.0％，
Ｐ：0.15％以下，Ｓ：0.01％以下， 酸可溶Al：0.1 ％
以下， Ｎ：0.005 ％以下，Cu：0.5 〜２％， Ni：1/
3Cu 〜2/3Cu ％， Ti：0.01〜 0.2％を含有するか、 或
いは更に Nb：0.003 〜0.1 ％， Ｂ：0.0003〜0.003 ％の１種
又は２種をも含み、 残部がFe及び不可避的不純物から成
る鋼片を、 熱間圧延して５５０℃以下の温度域で巻取
り、 次いで圧下率６５％以上で冷間圧延した後、 連続焼
鈍ラインで一次焼鈍してから延び率0.5 〜５％の調質圧
延を行い、 再び連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっき
ラインで５００〜７５０℃の温度域に５秒〜２分間加熱
保持する２次焼鈍を施すことによって、 強度並びに深絞
り性の優れた高張力薄鋼板を生産性良く安価に製造し得
るようにした点」に大きな特徴を有している。
【００１５】以下、本発明において、素材鋼の成分組成
並びに製造条件を前記の如くに限定した理由を説明す
る。
並びに製造条件を前記の如くに限定した理由を説明す
る。
A) 素材鋼の成分組成
【００１６】Ｃ含有量 Ｃは鋼中に不可避的に随伴される成分であり、現状の製
鋼技術では0.0005％未満に低下せしめることはコストが
高くなり過ぎるため実際的ではない。しかし、0.012 ％
を超えてＣが含有されるとTi及びNbの必要添加量が増加
するのでコスト高を招き、同時に鋼板特性の劣化を来た
すこととなるので、Ｃ含有量は0.0005〜0.012 ％と定め
た。
鋼技術では0.0005％未満に低下せしめることはコストが
高くなり過ぎるため実際的ではない。しかし、0.012 ％
を超えてＣが含有されるとTi及びNbの必要添加量が増加
するのでコスト高を招き、同時に鋼板特性の劣化を来た
すこととなるので、Ｃ含有量は0.0005〜0.012 ％と定め
た。
【００１７】Si含有量 Siは、鋼板の強度調整のために固溶強化元素として添加
される成分である。しかし、1.5 ％を超えてSiが含有さ
れると本発明対象鋼のような極低炭素鋼ではオ−ステナ
イトが出現しなくなり、結晶粒径を制御することが困難
となる。そのため、Si含有量の上限は 1.5％と定めた。
される成分である。しかし、1.5 ％を超えてSiが含有さ
れると本発明対象鋼のような極低炭素鋼ではオ−ステナ
イトが出現しなくなり、結晶粒径を制御することが困難
となる。そのため、Si含有量の上限は 1.5％と定めた。
【００１８】Mn含有量 Mnは、ＳをMnＳとして固定することにより鋼の熱間脆性
を防止するために添加されると同時に、鋼板の強度調整
のために固溶強化元素としても添加される成分である。
特に、Ｐと複合添加することにより深絞り性を阻害する
ことなく強度を高めることができる。しかし、その含有
量が0.05％未満では前記効果が十分でなく、一方、3.0
％を超えて含有されると深絞り性に悪影響が出てくるこ
とから、Mn含有量は0.05〜 3.0％と定めた。
を防止するために添加されると同時に、鋼板の強度調整
のために固溶強化元素としても添加される成分である。
特に、Ｐと複合添加することにより深絞り性を阻害する
ことなく強度を高めることができる。しかし、その含有
量が0.05％未満では前記効果が十分でなく、一方、3.0
％を超えて含有されると深絞り性に悪影響が出てくるこ
とから、Mn含有量は0.05〜 3.0％と定めた。
【００１９】Ｐ含有量 Ｐは、鋼板の強度調整のために固溶強化元素として添加
される成分である。しかし、その含有量が0.15％を超え
ると鋼板が固くなり過ぎて延性が著しく低下することか
ら、Ｐ含有量の上限は0.15％とした。
される成分である。しかし、その含有量が0.15％を超え
ると鋼板が固くなり過ぎて延性が著しく低下することか
ら、Ｐ含有量の上限は0.15％とした。
【００２０】Ｓ含有量 Ｓは鋼中に不可避的に随伴される不純物元素であり、そ
の含有量が0.01％を超えると鋼の熱間加工性や鋼板の深
絞り性に悪影響が出てくることから、Ｓ含有量の上限は
0.01％と定めた。
の含有量が0.01％を超えると鋼の熱間加工性や鋼板の深
絞り性に悪影響が出てくることから、Ｓ含有量の上限は
0.01％と定めた。
【００２１】Ｎ含有量 Ｎも鋼中に必然的に含有される不純物元素であり、その
含有量が 0.005％を超えるとAlの添加量が増大して製造
コストが高くなる。従って、Ｎ含有量を 0.005％以下に
制限したが、好ましくは0.0030％以下とするのが良い。
含有量が 0.005％を超えるとAlの添加量が増大して製造
コストが高くなる。従って、Ｎ含有量を 0.005％以下に
制限したが、好ましくは0.0030％以下とするのが良い。
【００２２】酸可溶Al含有量 酸可溶Al(sol.Al)は、溶鋼を真空脱ガスした後のTi，Nb
添加に先立って脱酸のために添加されるもので、痕跡程
度残存していれば脱酸が終了したと見なしても良いが、
一般には最終製品において 0.005％以上含有されていれ
ば十分であると判定される。しかし、 0.1％を超えて含
有されると鋼が硬質化し、延性が劣化することから、so
l.Al含有量は 0.1％以下と定めた。
添加に先立って脱酸のために添加されるもので、痕跡程
度残存していれば脱酸が終了したと見なしても良いが、
一般には最終製品において 0.005％以上含有されていれ
ば十分であると判定される。しかし、 0.1％を超えて含
有されると鋼が硬質化し、延性が劣化することから、so
l.Al含有量は 0.1％以下と定めた。
【００２３】Cu含有量 Cuは本発明対象鋼においては主要な成分の１つであり、
２次焼鈍時にε-Cu として析出させ、鋼板の強度を上げ
るために添加される。しかしながら、その含有量が 0.5
％未満では２次焼鈍時の強度上昇が小さくて所望の強度
を確保することができない。一方、Cu含有量が多くなる
ほど同じ製造条件下での強度上昇は大きくなるが、その
効果は２％でほぼ飽和する上、２％を超えてCuを含有さ
せると熱間圧延後に低温で鋼板を巻き取っても熱延板中
にε-Cu が析出するので、１次焼鈍で深絞り性に好まし
い再結晶集合組織を発達させることが期待できなくな
る。従って、Cu含有量は 0.5〜２％と定めた。
２次焼鈍時にε-Cu として析出させ、鋼板の強度を上げ
るために添加される。しかしながら、その含有量が 0.5
％未満では２次焼鈍時の強度上昇が小さくて所望の強度
を確保することができない。一方、Cu含有量が多くなる
ほど同じ製造条件下での強度上昇は大きくなるが、その
効果は２％でほぼ飽和する上、２％を超えてCuを含有さ
せると熱間圧延後に低温で鋼板を巻き取っても熱延板中
にε-Cu が析出するので、１次焼鈍で深絞り性に好まし
い再結晶集合組織を発達させることが期待できなくな
る。従って、Cu含有量は 0.5〜２％と定めた。
【００２４】Ni含有量 Cu添加鋼では熱間加工時に特有の“表面亀甲割れ”を起
こしやすいが、Ni成分はこの亀甲割れを防止するために
添加される。Ni添加量はCu添加量に相応して決められる
が、Niの含有量がCu含有量の 1/3未満では亀甲割れを完
全に防止することができず、一方、Cu含有量の 2/3を超
えてNiを含有させると鋼板コストが高くなり過ぎる。従
って、Ni含有量はCu含有量の 1/3〜 2/3と定めた。
こしやすいが、Ni成分はこの亀甲割れを防止するために
添加される。Ni添加量はCu添加量に相応して決められる
が、Niの含有量がCu含有量の 1/3未満では亀甲割れを完
全に防止することができず、一方、Cu含有量の 2/3を超
えてNiを含有させると鋼板コストが高くなり過ぎる。従
って、Ni含有量はCu含有量の 1/3〜 2/3と定めた。
【００２５】Ti含有量 Tiは、鋼中のＣ，ＮをTiＣ，TiＮとして固定することに
より固溶Ｃ，Ｎの少ない状況で鋼板を１次焼鈍にて再結
晶させ、良好な深絞り性を付与するために添加される。
しかし、その含有量が0.01％未満では十分な深絞り性が
確保できず、また 0.2％を超えて含有させると、鋼板中
にTiの酸化物が多くなって延性が劣化することから、Ti
含有量は0.01〜 0.2％と定めた。ただ、Ti含有量につい
ては、好ましくは「 Nb/93＞Ｃ/12 」の時には式 Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＋Nb/93 ≧ Ｃ/12 を満足する範囲に、そして「 Nb/93≦Ｃ/12 」の時には
式 Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＋Nb/93 ≧ ０ を満足する範囲に調整するのが良い。
より固溶Ｃ，Ｎの少ない状況で鋼板を１次焼鈍にて再結
晶させ、良好な深絞り性を付与するために添加される。
しかし、その含有量が0.01％未満では十分な深絞り性が
確保できず、また 0.2％を超えて含有させると、鋼板中
にTiの酸化物が多くなって延性が劣化することから、Ti
含有量は0.01〜 0.2％と定めた。ただ、Ti含有量につい
ては、好ましくは「 Nb/93＞Ｃ/12 」の時には式 Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＋Nb/93 ≧ Ｃ/12 を満足する範囲に、そして「 Nb/93≦Ｃ/12 」の時には
式 Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＋Nb/93 ≧ ０ を満足する範囲に調整するのが良い。
【００２６】Nb含有量 Nbは、鋼中のＣをNbＣとして固定し、かつ熱延板の結晶
粒径を微細にして鋼板の深絞り性を更に改善する作用を
有しているので必要により添加される。なお、NbはTi添
加量との関係で最適添加量が決まるが、その含有量が
0.003％未満では深絞り性改善効果が十分でなく、一方
0.1％を超えて含有させると鋼板の再結晶温度が高くな
り過ぎて十分な延性が得られなくなる。従って、Nb含有
量については 0.003〜 0.1％と定めたが、好ましくは
「 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＞０」の時には式 Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＋Nb/93 ≧ Ｃ/12 を満足する範囲に、そして「 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ/32
）≦０」の時には式 Nb/93 ≧ Ｃ/12 を満足する範囲に調整するのが良い。
粒径を微細にして鋼板の深絞り性を更に改善する作用を
有しているので必要により添加される。なお、NbはTi添
加量との関係で最適添加量が決まるが、その含有量が
0.003％未満では深絞り性改善効果が十分でなく、一方
0.1％を超えて含有させると鋼板の再結晶温度が高くな
り過ぎて十分な延性が得られなくなる。従って、Nb含有
量については 0.003〜 0.1％と定めたが、好ましくは
「 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＞０」の時には式 Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）＋Nb/93 ≧ Ｃ/12 を満足する範囲に、そして「 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ/32
）≦０」の時には式 Nb/93 ≧ Ｃ/12 を満足する範囲に調整するのが良い。
【００２７】Ｂ含有量 本発明は所謂“極低Ｃ−ＩＦ鋼板”の製造をも対象とす
るものであるが、この極低Ｃ−ＩＦ鋼板を深絞り用途に
適用すると、深絞り加工後に低温での靱性が殆ど認めら
れなくなる“２次加工脆性”と呼ばれる現象が起きる。
これは、鋼板中に固溶Ｃ，Ｎが無くなって粒界強度が低
下することに起因するものである。Ｂは粒界偏析性の強
い元素であって、鋼の粒界に偏析して粒界を強化する作
用を有しているので、上記２次加工脆性を抑制するため
必要に応じて添加される。しかし、その含有量が0.0003
％未満では２次加工脆性を十分に抑制することができ
ず、一方、0.0030％を超えて含有させてもその効果が飽
和するばかりか、鋼板の深絞り性を低下させるようにな
ることから、Ｂ含有量は0.0003〜0.0030％と定めた。
るものであるが、この極低Ｃ−ＩＦ鋼板を深絞り用途に
適用すると、深絞り加工後に低温での靱性が殆ど認めら
れなくなる“２次加工脆性”と呼ばれる現象が起きる。
これは、鋼板中に固溶Ｃ，Ｎが無くなって粒界強度が低
下することに起因するものである。Ｂは粒界偏析性の強
い元素であって、鋼の粒界に偏析して粒界を強化する作
用を有しているので、上記２次加工脆性を抑制するため
必要に応じて添加される。しかし、その含有量が0.0003
％未満では２次加工脆性を十分に抑制することができ
ず、一方、0.0030％を超えて含有させてもその効果が飽
和するばかりか、鋼板の深絞り性を低下させるようにな
ることから、Ｂ含有量は0.0003〜0.0030％と定めた。
【００２８】B) 製造条件熱延巻取り温度 熱間圧延の終了後に高い温度で鋼帯を巻き取ると巻取り
後の徐冷過程でε-Cuが析出し、その後の１次再結晶焼
鈍時に“深絞り性を高める再結晶方位”を有する結晶粒
の成長が抑えられて製品の深絞り性が劣化する。従っ
て、熱延巻取り温度は低い方が良いが、実際上は５５０
℃以下であれば問題を生じないことから、生産性をも考
慮して熱延巻取り温度の上限を５５０℃と定めた。しか
し、好ましくは５００℃以下で巻き取るのが良い。
後の徐冷過程でε-Cuが析出し、その後の１次再結晶焼
鈍時に“深絞り性を高める再結晶方位”を有する結晶粒
の成長が抑えられて製品の深絞り性が劣化する。従っ
て、熱延巻取り温度は低い方が良いが、実際上は５５０
℃以下であれば問題を生じないことから、生産性をも考
慮して熱延巻取り温度の上限を５５０℃と定めた。しか
し、好ましくは５００℃以下で巻き取るのが良い。
【００２９】冷間圧延の圧下率 冷間圧延での圧下率が６５％未満では、好ましい結晶方
位の結晶が十分に揃わず、製品鋼板のｒ値が劣化し良好
な深絞り性を確保することができない。このため、冷間
圧延の圧下率は６５％以上と定めた。
位の結晶が十分に揃わず、製品鋼板のｒ値が劣化し良好
な深絞り性を確保することができない。このため、冷間
圧延の圧下率は６５％以上と定めた。
【００３０】調質圧延の伸び率 前述のように、調質圧延は２次焼鈍時におけるε-Cu の
析出を促進するために行う。調質圧延の伸び率は、Cu添
加量や必要な強度上昇量に応じて選ばれるが、0.5 ％未
満であるとε-Cu の析出促進効果が小さくて十分な強度
上昇が得られない。一方、調質圧延の伸び率が高いほど
強度上昇量は大きくなるが、５％近傍で促進効果が飽和
する。従って、調質圧延の伸び率は 0.5〜５％と定めた
が、好ましくは１〜２％の範囲とするのが良い。
析出を促進するために行う。調質圧延の伸び率は、Cu添
加量や必要な強度上昇量に応じて選ばれるが、0.5 ％未
満であるとε-Cu の析出促進効果が小さくて十分な強度
上昇が得られない。一方、調質圧延の伸び率が高いほど
強度上昇量は大きくなるが、５％近傍で促進効果が飽和
する。従って、調質圧延の伸び率は 0.5〜５％と定めた
が、好ましくは１〜２％の範囲とするのが良い。
【００３１】２次焼鈍条件 ２次焼鈍は、調質圧延で導入された歪による促進作用を
活用してε-Cu を析出させ、鋼板の強度を上昇させるた
めに連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインで実
施されるものである。しかし、この２次焼鈍での最高加
熱温度が５００℃未満ではCu原子の拡散が十分に生じて
いないためにε-Cu の析出が進まず、一方、該最高加熱
温度が７５０℃を超えると鉄中へのCuの固溶限が大きく
なって過飽和状態で固溶しているCuが無くなるためやは
りε-Cu の析出が進まず、何れの場合も十分な強度上昇
が得られない。従って、２次焼鈍温度は５００〜７５０
℃と定めたが、好ましくは６５０〜７２０℃に調整する
のが良い。
活用してε-Cu を析出させ、鋼板の強度を上昇させるた
めに連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインで実
施されるものである。しかし、この２次焼鈍での最高加
熱温度が５００℃未満ではCu原子の拡散が十分に生じて
いないためにε-Cu の析出が進まず、一方、該最高加熱
温度が７５０℃を超えると鉄中へのCuの固溶限が大きく
なって過飽和状態で固溶しているCuが無くなるためやは
りε-Cu の析出が進まず、何れの場合も十分な強度上昇
が得られない。従って、２次焼鈍温度は５００〜７５０
℃と定めたが、好ましくは６５０〜７２０℃に調整する
のが良い。
【００３２】また、２次焼鈍での加熱保持時間が５秒未
満であるとε-Cu の析出が不十分となって所望の鋼板強
度を確保できず、一方、２分間を超える保持は設備面や
生産性面の不利を招くことから、２次焼鈍における加熱
保持時間は５秒〜２分間と定めた。勿論、１次焼鈍も２
次焼鈍も連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきライン
で均等に実施されるため、鋼帯長手方向等で部分的な強
度バラツキが生じることもない。
満であるとε-Cu の析出が不十分となって所望の鋼板強
度を確保できず、一方、２分間を超える保持は設備面や
生産性面の不利を招くことから、２次焼鈍における加熱
保持時間は５秒〜２分間と定めた。勿論、１次焼鈍も２
次焼鈍も連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきライン
で均等に実施されるため、鋼帯長手方向等で部分的な強
度バラツキが生じることもない。
【００３３】次に、本発明を実施例によって更に具体的
に説明する。
に説明する。
【実施例】まず、実験用真空溶解炉により表１に示す化
学組成の鋼を溶製してインゴットとした後、熱間鍛造に
よりこれらを２５mm厚の実験用スラブとした。
学組成の鋼を溶製してインゴットとした後、熱間鍛造に
よりこれらを２５mm厚の実験用スラブとした。
【００３４】
【表１】
【００３５】続いて、このスラブを電気炉で１２５０℃
に１時間加熱保持した後、１１５０〜９３０℃の温度域
で実験用熱間圧延機により３パス圧延し、６mm厚の熱延
板を得た。そして、巻取りのシミュレ−ションとして、
熱延後の鋼板は直ちに強制空冷或いは水スプレ−冷却に
より７００〜４００℃の温度まで冷却してからその温度
に保持した電気炉の中に挿入し、更にその温度で１時間
保持した後に２０℃/hr で炉冷した。
に１時間加熱保持した後、１１５０〜９３０℃の温度域
で実験用熱間圧延機により３パス圧延し、６mm厚の熱延
板を得た。そして、巻取りのシミュレ−ションとして、
熱延後の鋼板は直ちに強制空冷或いは水スプレ−冷却に
より７００〜４００℃の温度まで冷却してからその温度
に保持した電気炉の中に挿入し、更にその温度で１時間
保持した後に２０℃/hr で炉冷した。
【００３６】次いで、これら熱延板を表面研磨して 4.2
mm厚の冷延母材とし、これを 1.4mm厚まで冷間圧延し
た。そして、得られた冷延板は、連続焼鈍を模して、赤
外線加熱炉にて１０℃/secの加熱速度で８２０℃まで加
熱してその温度で４０秒間保持した後、７００℃まで３
℃/secの冷却速度で徐冷し、続いて４００℃まで５０℃
/secの冷却速度で冷却してその温度に３分間保持してか
ら、最後に１０℃/secの冷却速度で室温まで冷却した。
mm厚の冷延母材とし、これを 1.4mm厚まで冷間圧延し
た。そして、得られた冷延板は、連続焼鈍を模して、赤
外線加熱炉にて１０℃/secの加熱速度で８２０℃まで加
熱してその温度で４０秒間保持した後、７００℃まで３
℃/secの冷却速度で徐冷し、続いて４００℃まで５０℃
/secの冷却速度で冷却してその温度に３分間保持してか
ら、最後に１０℃/secの冷却速度で室温まで冷却した。
【００３７】次に、上記１次焼鈍を経た鋼板に伸び率：
１％の調質圧延を施した後、同様に連続焼鈍又は連続溶
融亜鉛めっきでの熱処理を模して、赤外線加熱炉にて１
０℃/secの加熱速度で６８０℃まで加熱してその温度で
４０秒間保持した後、５０℃/secの冷却速度で室温まで
冷却する２次焼鈍を施した。
１％の調質圧延を施した後、同様に連続焼鈍又は連続溶
融亜鉛めっきでの熱処理を模して、赤外線加熱炉にて１
０℃/secの加熱速度で６８０℃まで加熱してその温度で
４０秒間保持した後、５０℃/secの冷却速度で室温まで
冷却する２次焼鈍を施した。
【００３８】なお、一部の鋼板については、調質圧延の
伸び率を０〜８％と変化させ、かつ２次焼鈍での最高加
熱温度を４００〜８４０℃とした。
伸び率を０〜８％と変化させ、かつ２次焼鈍での最高加
熱温度を４００〜８４０℃とした。
【００３９】このようにして製造された各焼鈍板につい
て、引張試験（ＪＩＳ５号試験片使用）及び２次加工脆
性試験を実施した。なお、２次加工脆性試験では、焼鈍
板を絞り比:1.6でカップに絞り、−６０℃で衝撃荷重を
かけてカップ壁の部分が脆性破壊するか否かを判定する
方法を採用した。これらの試験結果を、熱間圧延時の割
れ発生状況の観察結果と共に表２に示した。
て、引張試験（ＪＩＳ５号試験片使用）及び２次加工脆
性試験を実施した。なお、２次加工脆性試験では、焼鈍
板を絞り比:1.6でカップに絞り、−６０℃で衝撃荷重を
かけてカップ壁の部分が脆性破壊するか否かを判定する
方法を採用した。これらの試験結果を、熱間圧延時の割
れ発生状況の観察結果と共に表２に示した。
【００４０】
【表２】
【００４１】表２に示す結果からも明らかなように、本
発明条件に従った試験番号２，３，６，７により得られ
た鋼板は十分な深絞り性と高い強度を示し、２次加工脆
性の問題も生じないことが分かる。
発明条件に従った試験番号２，３，６，７により得られ
た鋼板は十分な深絞り性と高い強度を示し、２次加工脆
性の問題も生じないことが分かる。
【００４２】これに対して、試験番号１では素材鋼のCu
含有量が多過ぎるため、２次焼鈍後により大きな強度上
昇が得られるものの、熱延後５００℃で巻き取ってもε
-Cuが析出するために１次焼鈍時に深絞り性に好ましい
再結晶集合組織が発達せず、深絞り性が悪い。しかも、
このように強度上昇が大きく、かつＢが添加されていな
い鋼Ａを素材とした場合には、２次加工脆化を示すこと
が分かる。
含有量が多過ぎるため、２次焼鈍後により大きな強度上
昇が得られるものの、熱延後５００℃で巻き取ってもε
-Cuが析出するために１次焼鈍時に深絞り性に好ましい
再結晶集合組織が発達せず、深絞り性が悪い。しかも、
このように強度上昇が大きく、かつＢが添加されていな
い鋼Ａを素材とした場合には、２次加工脆化を示すこと
が分かる。
【００４３】逆に、Cu含有量が少ない鋼Ｄを素材とした
場合には、試験番号４の結果から分かるように、２次焼
鈍によって十分な強度上昇を得ることができない。
場合には、試験番号４の結果から分かるように、２次焼
鈍によって十分な強度上昇を得ることができない。
【００４４】一方、試験番号９及び12の結果からは、Nb
を添加した鋼Ｇ，Ｊを素材とした場合には深絞り性の向
上が得られることを確認できる。更に、試験番号10及び
11の結果からは、Si，Mn，Ｐを強化元素として添加した
鋼Ｈ，Ｉを素材としても、深絞り性が良好で２次加工脆
性が問題とならない高張力薄鋼板を製造できるが分か
る。
を添加した鋼Ｇ，Ｊを素材とした場合には深絞り性の向
上が得られることを確認できる。更に、試験番号10及び
11の結果からは、Si，Mn，Ｐを強化元素として添加した
鋼Ｈ，Ｉを素材としても、深絞り性が良好で２次加工脆
性が問題とならない高張力薄鋼板を製造できるが分か
る。
【００４５】しかし、Cu含有量に対してNi含有量が少な
い鋼Ｅを素材とした場合には、試験番号５からも分かる
ように、熱間圧延後の観察で鋼板表面及びエッジに割れ
が認められた。更に、鋼Ｆで巻取温度が本発明範囲より
高い場合は、試験番号８のように深絞り性が劣る。
い鋼Ｅを素材とした場合には、試験番号５からも分かる
ように、熱間圧延後の観察で鋼板表面及びエッジに割れ
が認められた。更に、鋼Ｆで巻取温度が本発明範囲より
高い場合は、試験番号８のように深絞り性が劣る。
【００４６】また、図１及び図２には、鋼Ｆの２次焼鈍
後の引張強度，全伸びに及ぼす“調質圧延伸び率”及び
“２次焼鈍最高加熱温度”の影響を整理して示した。
後の引張強度，全伸びに及ぼす“調質圧延伸び率”及び
“２次焼鈍最高加熱温度”の影響を整理して示した。
【００４７】この図１からは、調質圧延伸び率が小さい
と２次焼鈍により十分な強度上昇が得られず、また、極
端に調質圧延伸び率が大きいと伸びの劣化が大きくなっ
て深絞り加工に耐えられなくなることが明らかである。
更に、図２からは、２次焼鈍最高加熱温度が低すぎても
高すぎても２次焼鈍により十分な強度上昇が得られない
ことを確認できる。
と２次焼鈍により十分な強度上昇が得られず、また、極
端に調質圧延伸び率が大きいと伸びの劣化が大きくなっ
て深絞り加工に耐えられなくなることが明らかである。
更に、図２からは、２次焼鈍最高加熱温度が低すぎても
高すぎても２次焼鈍により十分な強度上昇が得られない
ことを確認できる。
【００４８】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、短時間の２次焼鈍を施すだけで、優れた深絞り性を
示しかつ強度バラツキの小さい高張力薄鋼板を生産性良
く安価に製造することが可能となるなど、産業上有用な
効果がもたらされる。
ば、短時間の２次焼鈍を施すだけで、優れた深絞り性を
示しかつ強度バラツキの小さい高張力薄鋼板を生産性良
く安価に製造することが可能となるなど、産業上有用な
効果がもたらされる。
【図１】２次焼鈍後の引張強度，全伸びに及ぼす調質圧
延伸び率の影響を示したグラフである。
延伸び率の影響を示したグラフである。
【図２】２次焼鈍後の引張強度，全伸びに及ぼす２次焼
鈍最高加熱温度の影響を示したグラフである。
鈍最高加熱温度の影響を示したグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量割合にて Ｃ：0.0005〜 0.012％， Si：1.5 ％以下， Mn：0.05
〜 3.0％，Ｐ：0.15％以下， Ｓ：0.01％以下，
酸可溶Al：0.1 ％以下，Ｎ：0.005 ％以下， C
u：0.5 〜２％， Ni：1/3Cu 〜2/3Cu ％，Ti：0.01〜
0.2％を含み残部がFe及び不可避的不純物から成る鋼片
を、熱間圧延して５５０℃以下の温度域で巻取り、次い
で圧下率６５％以上で冷間圧延した後、連続焼鈍ライン
で一次焼鈍してから延び率0.5 〜５％の調質圧延を行
い、再び連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきライン
で５００〜７５０℃の温度域に５秒〜２分間加熱保持す
る２次焼鈍を施すことを特徴とする、深絞り用高張力薄
鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量割合にて Ｃ：0.0005〜 0.012％， Si：1.5 ％以下， Mn：0.05
〜 3.0％，Ｐ：0.15％以下， Ｓ：0.01％以下，
酸可溶Al：0.1 ％以下，Ｎ：0.005 ％以下， C
u：0.5 〜２％， Ni：1/3Cu 〜2/3Cu ％，Ti：0.01〜
0.2％を含有すると共に、更に Nb：0.003 〜0.1 ％， Ｂ：0.0003〜0.003 ％の１種
又は２種を含み残部がFe及び不可避的不純物から成る鋼
片を、熱間圧延して５５０℃以下の温度域で巻取り、次
いで圧下率６５％以上で冷間圧延した後、連続焼鈍ライ
ンで一次焼鈍してから延び率0.5 〜５％の調質圧延を行
い、再び連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきライン
で５００〜７５０℃の温度域に５秒〜２分間加熱保持す
る２次焼鈍を施すことを特徴とする、深絞り用高張力薄
鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35340892A JPH06179922A (ja) | 1992-12-12 | 1992-12-12 | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35340892A JPH06179922A (ja) | 1992-12-12 | 1992-12-12 | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06179922A true JPH06179922A (ja) | 1994-06-28 |
Family
ID=18430641
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35340892A Pending JPH06179922A (ja) | 1992-12-12 | 1992-12-12 | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06179922A (ja) |
Cited By (6)
| 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 |
| WO2003035922A1 (en) * | 2001-10-23 | 2003-05-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for press working, plated steel product for use therein and method for producing the steel product |
| KR100401979B1 (ko) * | 1996-12-10 | 2004-03-20 | 주식회사 포스코 | 선상굴곡 방지성이 우수한 35Kg/mm2급 심가공용고장력 냉연강판의 제조방법 |
| WO2011118421A1 (ja) * | 2010-03-26 | 2011-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| US9290835B2 (en) * | 2005-10-05 | 2016-03-22 | Nippon Steel & Summitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in paint bake hardenability and ordinary-temperature non-aging property and method of producing the same |
| EP3276021A4 (en) * | 2015-03-27 | 2018-03-14 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method therefor |
-
1992
- 1992-12-12 JP JP35340892A patent/JPH06179922A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100401979B1 (ko) * | 1996-12-10 | 2004-03-20 | 주식회사 포스코 | 선상굴곡 방지성이 우수한 35Kg/mm2급 심가공용고장력 냉연강판의 제조방법 |
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