JPH06322441A - 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH06322441A JPH06322441A JP10939193A JP10939193A JPH06322441A JP H06322441 A JPH06322441 A JP H06322441A JP 10939193 A JP10939193 A JP 10939193A JP 10939193 A JP10939193 A JP 10939193A JP H06322441 A JPH06322441 A JP H06322441A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】成形性と焼付硬化性を有する高強度冷延鋼板の
製造方法の提供。 【構成】Ｃ： 0.003〜0.010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：
0.3〜2.0 ％、Ｐ：0.02〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、
Al： 0.010〜0.090 ％、Ｎ：0.005 ％以下を含有し、さ
らにTiおよびNbが下記および式の関係を満足する鋼
を、Ａr3点以上で熱間仕上圧延して巻取った後冷間圧延
を施し、再結晶温度以上Ａc3点以下で焼鈍する焼付硬化
性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・ 上記鋼は加えてさらに、Ｂ：0.0003〜0.0020％を含有す
ることができる。上記Ｂを含有する場合、熱間仕上圧延
後の巻取温度は500 ℃以下とすることができる。 【効果】引張強度が 340ＭＰa 以上の高強度、さらに良
好な焼付硬化性と成形性を有する鋼板を得ることができ
る。
製造方法の提供。 【構成】Ｃ： 0.003〜0.010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：
0.3〜2.0 ％、Ｐ：0.02〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、
Al： 0.010〜0.090 ％、Ｎ：0.005 ％以下を含有し、さ
らにTiおよびNbが下記および式の関係を満足する鋼
を、Ａr3点以上で熱間仕上圧延して巻取った後冷間圧延
を施し、再結晶温度以上Ａc3点以下で焼鈍する焼付硬化
性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・ 上記鋼は加えてさらに、Ｂ：0.0003〜0.0020％を含有す
ることができる。上記Ｂを含有する場合、熱間仕上圧延
後の巻取温度は500 ℃以下とすることができる。 【効果】引張強度が 340ＭＰa 以上の高強度、さらに良
好な焼付硬化性と成形性を有する鋼板を得ることができ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、焼付硬化性と良好な成
形性とを備えた高強度鋼板の製造方法に関する。
形性とを備えた高強度鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車業界においては、車体重量の軽減
による燃費向上と強度維持による安全性の向上の両者を
ともに満足させる高強度鋼板が求められている。しか
し、鋼板は一般的に強度が高くなるにつれて加工性が低
下するため、高強度鋼板の用途は限定されてくる。
による燃費向上と強度維持による安全性の向上の両者を
ともに満足させる高強度鋼板が求められている。しか
し、鋼板は一般的に強度が高くなるにつれて加工性が低
下するため、高強度鋼板の用途は限定されてくる。
【０００３】このようなことから、成形加工時には良好
な加工性を示し、その後焼付塗装した後に降伏強度など
が上昇する特性、いわゆる焼付硬化性を有する高強度冷
延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開発さ
れている。
な加工性を示し、その後焼付塗装した後に降伏強度など
が上昇する特性、いわゆる焼付硬化性を有する高強度冷
延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開発さ
れている。
【０００４】例えば、特開昭58−39766 、特開昭61−27
6928、特公昭61−454689の各号公報には、極低炭素鋼を
ベースとして固溶Ｃ量を制御し、成形性と焼付硬化性を
備えた鋼板を得る方法が示されている。すなわち、特開
昭58−39766 号公報はＣ、Ｎ、有効TiおよびNbの各含有
量を、特開昭61−276928号公報はＣ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nbの
各含有量および熱間圧延後の巻取温度と焼鈍温度を、特
公昭61−454689号公報はＣ、Nbの含有量のみを、それぞ
れ制御して焼付硬化性を得る方法を開示しているが、S
i、MnおよびＰの含有量も高い高強度鋼板における焼付
硬化性の制御方法は、必ずしも明確にされていない。
6928、特公昭61−454689の各号公報には、極低炭素鋼を
ベースとして固溶Ｃ量を制御し、成形性と焼付硬化性を
備えた鋼板を得る方法が示されている。すなわち、特開
昭58−39766 号公報はＣ、Ｎ、有効TiおよびNbの各含有
量を、特開昭61−276928号公報はＣ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nbの
各含有量および熱間圧延後の巻取温度と焼鈍温度を、特
公昭61−454689号公報はＣ、Nbの含有量のみを、それぞ
れ制御して焼付硬化性を得る方法を開示しているが、S
i、MnおよびＰの含有量も高い高強度鋼板における焼付
硬化性の制御方法は、必ずしも明確にされていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の課題を
解決するためになされたものであり、本発明の目的は、
良好な成形性と、常温では実質的に非時効性で良好な焼
付硬化性とを有し、さらに溶融亜鉛めっき性にも優れ
た、引張強度が 340ＭＰa 以上の高強度冷延鋼板の製造
方法を提供することにある。
解決するためになされたものであり、本発明の目的は、
良好な成形性と、常温では実質的に非時効性で良好な焼
付硬化性とを有し、さらに溶融亜鉛めっき性にも優れ
た、引張強度が 340ＭＰa 以上の高強度冷延鋼板の製造
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】本発明の要旨は次の高強
度鋼板の製造方法にある。
度鋼板の製造方法にある。
【０００７】(1) 重量％または重量ppm で、Ｃ： 0.003
〜0.010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：0.3 〜2.0 ％、Ｐ：
0.02〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、Al： 0.010〜0.090
％およびＮ：0.005 ％以下を含有し、さらにTiおよびNb
が下記および式の関係を満足し、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度域で熱間
仕上圧延して巻取った後冷間圧延を施し、再結晶温度以
上Ａc3点以下の温度域で焼鈍することを特徴とする焼付
硬化性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
〜0.010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn：0.3 〜2.0 ％、Ｐ：
0.02〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、Al： 0.010〜0.090
％およびＮ：0.005 ％以下を含有し、さらにTiおよびNb
が下記および式の関係を満足し、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度域で熱間
仕上圧延して巻取った後冷間圧延を施し、再結晶温度以
上Ａc3点以下の温度域で焼鈍することを特徴とする焼付
硬化性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【０００８】 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・ (2) 上記(1) に記載の成分に加えてさらに重量％で、
Ｂ：0.0003〜0.0020％を含有し、さらにTiおよびNbが下
記および式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度域で熱間仕上
圧延して巻取った後冷間圧延を施し、再結晶温度以上Ａ
c3点以下の温度域で焼鈍することを特徴とする焼付硬化
性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｂ：0.0003〜0.0020％を含有し、さらにTiおよびNbが下
記および式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度域で熱間仕上
圧延して巻取った後冷間圧延を施し、再結晶温度以上Ａ
c3点以下の温度域で焼鈍することを特徴とする焼付硬化
性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【０００９】 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・ (3) 上記(2) の鋼を、Ａr3点以上の温度域で熱間仕上圧
延し、 500℃以下の温度で巻取った後冷間圧延を施し、
再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で焼鈍することを特
徴とする焼付硬化性を有する成形性に優れた高強度鋼板
の製造方法。
延し、 500℃以下の温度で巻取った後冷間圧延を施し、
再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で焼鈍することを特
徴とする焼付硬化性を有する成形性に優れた高強度鋼板
の製造方法。
【００１０】本発明者は、良好かつ安定な焼付硬化性と
実質常温非時効性を有する成形性に優れた高強度鋼板の
製造方法を開発するために種々の検討を行った結果、次
の〜の知見を得た。
実質常温非時効性を有する成形性に優れた高強度鋼板の
製造方法を開発するために種々の検討を行った結果、次
の〜の知見を得た。
【００１１】極低炭素鋼においては、Siは焼付硬化性
に影響を及ぼさない。
に影響を及ぼさない。
【００１２】同じく、Mnは含有量の増大とともに焼付
硬化性を低下させる。
硬化性を低下させる。
【００１３】同じく、Ｐは含有量の増大とともに焼付
硬化性を向上させる。
硬化性を向上させる。
【００１４】Si、Mn、Ｐの高含有高強度鋼板におい
て、良好かつ安定な焼付硬化性を得るには、従来から知
られている鋼板中の固溶Ｃ量の制御のみでは不十分であ
り、この他にMn、Ｐの含有量も適正にする必要がある。
て、良好かつ安定な焼付硬化性を得るには、従来から知
られている鋼板中の固溶Ｃ量の制御のみでは不十分であ
り、この他にMn、Ｐの含有量も適正にする必要がある。
【００１５】上記知見を図１に基づいて説明する。
【００１６】図１は、焼付硬化量（ＢＨ量）に及ぼすS
i、MnおよびＰの各含有量の影響を示す図である。この
試験は次の方法で行った。
i、MnおよびＰの各含有量の影響を示す図である。この
試験は次の方法で行った。
【００１７】化学組成は、Ｃ：35〜37ppm 、Ｓ： 0.005
〜0.006 ％、Ti： 0.008〜0.009 ％、Nb： 0.012〜0.01
3 ％、Ｎ：22〜24ppm 、Al：0.03％を同一レベルにし、
Si：0.01％、Mn：0.10％、Ｐ：0.010 ％をベース条件と
し、Siを0.01％、0.30％、0.60％の３水準、Mnを0.10
％、0.50％、1.00％、1.50％の４水準、Ｐを0.010 ％、
0.040 ％、0.080 ％の３水準、でそれぞれ変化させた計
10鋼種（各ｎ＝２）を実験室で溶製し、鍛造により厚さ
30mmのスラブとし、仕上温度 900〜940 ℃で厚さ3.5mm
まで熱間圧延した後、 600℃で巻取った。これらの鋼板
を酸洗した後、厚さ0.7mm に冷間圧延し、次いで焼鈍炉
で焼鈍を施した。
〜0.006 ％、Ti： 0.008〜0.009 ％、Nb： 0.012〜0.01
3 ％、Ｎ：22〜24ppm 、Al：0.03％を同一レベルにし、
Si：0.01％、Mn：0.10％、Ｐ：0.010 ％をベース条件と
し、Siを0.01％、0.30％、0.60％の３水準、Mnを0.10
％、0.50％、1.00％、1.50％の４水準、Ｐを0.010 ％、
0.040 ％、0.080 ％の３水準、でそれぞれ変化させた計
10鋼種（各ｎ＝２）を実験室で溶製し、鍛造により厚さ
30mmのスラブとし、仕上温度 900〜940 ℃で厚さ3.5mm
まで熱間圧延した後、 600℃で巻取った。これらの鋼板
を酸洗した後、厚さ0.7mm に冷間圧延し、次いで焼鈍炉
で焼鈍を施した。
【００１８】焼鈍は、約10℃/sで所定の温度まで加熱
し、800 ℃で40秒保持した後、室温まで冷却速度約40℃
/sで冷却するサイクルとした。その後さらにスキンパス
を 1.3％かけた後、焼付硬化性の評価試験に供した。焼
付硬化性の評価はＢＨ量によった。
し、800 ℃で40秒保持した後、室温まで冷却速度約40℃
/sで冷却するサイクルとした。その後さらにスキンパス
を 1.3％かけた後、焼付硬化性の評価試験に供した。焼
付硬化性の評価はＢＨ量によった。
【００１９】図示するように、SiはＢＨ量に影響を及ぼ
さないが、Mn含有量が増加するとＢＨ量を低下させる。
Ｐは含有量の増加とともにＢＨ量を向上させる。具体的
には、Mnは0.1 ％増加する毎にＢＨ量を約２ＭＰa 低下
させ、Ｐは同じく約13ＭＰa向上させる。これらの原因
は必ずしも明確ではないが、Ｃとその他の各元素の相互
作用によるものと推定される。
さないが、Mn含有量が増加するとＢＨ量を低下させる。
Ｐは含有量の増加とともにＢＨ量を向上させる。具体的
には、Mnは0.1 ％増加する毎にＢＨ量を約２ＭＰa 低下
させ、Ｐは同じく約13ＭＰa向上させる。これらの原因
は必ずしも明確ではないが、Ｃとその他の各元素の相互
作用によるものと推定される。
【００２０】
I.素材鋼の組成 まず、本発明の方法の素材となる鋼の化学組成を前記の
ように限定した理由を各成分の作用効果とともに説明す
る。「％」、「ppm 」はいずれも、重量％、重量ppm を
意味する。
ように限定した理由を各成分の作用効果とともに説明す
る。「％」、「ppm 」はいずれも、重量％、重量ppm を
意味する。
【００２１】Ｃ： 0.003〜0.010 ％ Ｃは高強度と焼付硬化性を得るために必要な元素であ
る。この効果はＣ含有量が0.003 ％未満では得られな
い。一方、0.010 ％を超えると炭化物の析出量が多す
ぎ、焼鈍後に深絞り性に好ましい組織が得られない。ま
た延性の低下も著しくなる。さらに、後述するNbの含有
量を高くする必要が生じ、コスト増となる。よって、Ｃ
含有量の範囲は 0.003〜0.010 ％とした。
る。この効果はＣ含有量が0.003 ％未満では得られな
い。一方、0.010 ％を超えると炭化物の析出量が多す
ぎ、焼鈍後に深絞り性に好ましい組織が得られない。ま
た延性の低下も著しくなる。さらに、後述するNbの含有
量を高くする必要が生じ、コスト増となる。よって、Ｃ
含有量の範囲は 0.003〜0.010 ％とした。
【００２２】Si：0.5 ％以下 SiはMn、Ｐなどに比べ、強度を上昇させる割りには延性
を低下させないので、強化元素として有効である。しか
し、Si含有量が0.5 ％を超えると溶融亜鉛めっきにおい
て不めっきを生じさせ、また合金化処理性を著しく阻害
する。よって、Si含有量の上限は0.5 ％とした。
を低下させないので、強化元素として有効である。しか
し、Si含有量が0.5 ％を超えると溶融亜鉛めっきにおい
て不めっきを生じさせ、また合金化処理性を著しく阻害
する。よって、Si含有量の上限は0.5 ％とした。
【００２３】Mn： 0.3〜2.0 ％ Mnは高強度化に有効な元素である。この効果はMn含有量
が0.3 ％未満では得られない。一方、 2.0％を超えると
深絞り性を劣化させる。よって、Mn含有量の範囲は 0.3
〜2.0 ％とした。
が0.3 ％未満では得られない。一方、 2.0％を超えると
深絞り性を劣化させる。よって、Mn含有量の範囲は 0.3
〜2.0 ％とした。
【００２４】Ｐ：0.02〜0.10％ Ｐは最も強化能が大きく、また安価な元素であり、積極
的に含有させる。Ｐ含有量が0.02％未満では所望の高強
度が得られない。一方、0.10％を超えると粒界偏析量が
多くなって脆化を招き、二次加工割れを引き起こす。ま
た溶融亜鉛めっき、合金化処理性を著しく阻害する。よ
って、Ｐ含有量の範囲は0.02〜0.10％とした。
的に含有させる。Ｐ含有量が0.02％未満では所望の高強
度が得られない。一方、0.10％を超えると粒界偏析量が
多くなって脆化を招き、二次加工割れを引き起こす。ま
た溶融亜鉛めっき、合金化処理性を著しく阻害する。よ
って、Ｐ含有量の範囲は0.02〜0.10％とした。
【００２５】Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは鋼板を脆化させる元素である。Ｓ含有量が0.015 ％
を超えると表面疵が生じやすくなる。よって、その上限
を0.015 ％とした。
を超えると表面疵が生じやすくなる。よって、その上限
を0.015 ％とした。
【００２６】Al： 0.010〜0.090 ％ Alは、脱酸とTi、Ｂの添加歩留を向上させるために用い
る元素である。この効果を得るには、少なくとも 0.010
％以上のAl含有量が必要である。一方、鋼中のＮはその
大部分がTiで固定されるため、Alを0.090 ％を超えて過
剰に含有させると鋼中の介在物が増加し、鋼の延性低下
を招くだけである。よって、その上限を0.090 ％とし
た。
る元素である。この効果を得るには、少なくとも 0.010
％以上のAl含有量が必要である。一方、鋼中のＮはその
大部分がTiで固定されるため、Alを0.090 ％を超えて過
剰に含有させると鋼中の介在物が増加し、鋼の延性低下
を招くだけである。よって、その上限を0.090 ％とし
た。
【００２７】Ｎ：0.005 ％以下 Ｎは常温時効性を大きくする有害な元素であるので、そ
の含有量は少ないほどよい。Ｎ含有量が0.005 ％を超え
るとＮを固定するためのTi含有量を増加させる必要が生
ずる。よって、Ｎ含有量の上限は0.005 ％とした。
の含有量は少ないほどよい。Ｎ含有量が0.005 ％を超え
るとＮを固定するためのTi含有量を増加させる必要が生
ずる。よって、Ｎ含有量の上限は0.005 ％とした。
【００２８】Ti：Tiは本発明において重要な元素であ
る。Tiにより、AlやNbに先立って熱間圧延前にＮを固定
させる。しかし、Ti含有量が (48/14)Ｎ(%) 未満である
と鋼中のＮをTiN として析出固定させることができな
い。一方、〔(48/14) Ｎ(%) ＋(48/32) Ｓ(%) 〕を超え
るとＮ、Ｓと化合せずに残ったTiがＣと炭化物を生成
し、固溶Ｃ量を減少させ、焼付硬化性が損なわれる。よ
って、Ti含有量の範囲は、 (48/14) Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)
Ｓ(%) 〕 とした。
る。Tiにより、AlやNbに先立って熱間圧延前にＮを固定
させる。しかし、Ti含有量が (48/14)Ｎ(%) 未満である
と鋼中のＮをTiN として析出固定させることができな
い。一方、〔(48/14) Ｎ(%) ＋(48/32) Ｓ(%) 〕を超え
るとＮ、Ｓと化合せずに残ったTiがＣと炭化物を生成
し、固溶Ｃ量を減少させ、焼付硬化性が損なわれる。よ
って、Ti含有量の範囲は、 (48/14) Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)
Ｓ(%) 〕 とした。
【００２９】Nb：Nbは本発明において最も重要な元素で
ある。Nb含有量は良好な焼付硬化性を得るために、Ｃ、
MnおよびＰ含有量との関係で定められる。
ある。Nb含有量は良好な焼付硬化性を得るために、Ｃ、
MnおよびＰ含有量との関係で定められる。
【００３０】一般的に焼付硬化性はMnおよびＰの含有量
が同じであれば、固溶Ｃ量、すなわちTi含有量が上記の
範囲内では〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)〕という関係式
と非常に強い相関を示す。しかし、前記のように焼付硬
化性はMnおよびＰ含有量により変化するするため、見掛
け上の固溶Ｃ量はこれらの含有量を考慮し、 見掛け固溶Ｃ量＝〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)〕−６Mn
(%) ＋40Ｐ(%) という関係式を用いて求める必要がある。
が同じであれば、固溶Ｃ量、すなわちTi含有量が上記の
範囲内では〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)〕という関係式
と非常に強い相関を示す。しかし、前記のように焼付硬
化性はMnおよびＰ含有量により変化するするため、見掛
け上の固溶Ｃ量はこれらの含有量を考慮し、 見掛け固溶Ｃ量＝〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)〕−６Mn
(%) ＋40Ｐ(%) という関係式を用いて求める必要がある。
【００３１】この見掛け固溶Ｃ量が10未満では、良好な
焼付硬化性が得られない。一方、25を超えると焼付硬化
性は得られるものの、常温時効性が大きくなる。よっ
て、上記式で定義される見掛け固溶Ｃ量の範囲を10〜25
とした。
焼付硬化性が得られない。一方、25を超えると焼付硬化
性は得られるものの、常温時効性が大きくなる。よっ
て、上記式で定義される見掛け固溶Ｃ量の範囲を10〜25
とした。
【００３２】Ｂ：0.0003〜0.0020％ Ｂは粒界強度を高め、耐二次加工脆性を改善するために
含有させる。この効果はＢ含有量が0.0003％未満では得
られない。しかし、Ｂは再結晶温度を著しく上昇させ、
その含有量が0.0020％を超えるとｒ値を低下させる。し
たがって、耐二次加工脆性がそれほど問題にならない場
合は無添加とすることが望ましい。よって、Ｂを含有さ
せる場合の範囲は0.0003〜0.0020％とした。
含有させる。この効果はＢ含有量が0.0003％未満では得
られない。しかし、Ｂは再結晶温度を著しく上昇させ、
その含有量が0.0020％を超えるとｒ値を低下させる。し
たがって、耐二次加工脆性がそれほど問題にならない場
合は無添加とすることが望ましい。よって、Ｂを含有さ
せる場合の範囲は0.0003〜0.0020％とした。
【００３３】II. 製造工程および条件 上記素材鋼は転炉などで溶製され、インゴットを圧延し
たスラブ、連続鋳造で製造されたスラブのいずれでもよ
い。これらのスラブは熱間のまま熱間圧延工程に直送し
てもよいし、あるいは、いったん室温まで冷却されたも
のでもよい。
たスラブ、連続鋳造で製造されたスラブのいずれでもよ
い。これらのスラブは熱間のまま熱間圧延工程に直送し
てもよいし、あるいは、いったん室温まで冷却されたも
のでもよい。
【００３４】熱間圧延仕上温度：Ａr3点以上 熱間圧延の仕上温度をＡr3点以上とするのは、Ａr3点未
満の温度で熱間圧延を終了すると熱延鋼板の結晶方位が
深絞り性に好ましくない方位となり、冷間圧延後に焼鈍
を施しても良好な深絞り性を得ることができないからで
ある。
満の温度で熱間圧延を終了すると熱延鋼板の結晶方位が
深絞り性に好ましくない方位となり、冷間圧延後に焼鈍
を施しても良好な深絞り性を得ることができないからで
ある。
【００３５】巻取温度：巻取温度は特に限定する必要は
ないが、Ｂを前記の範囲で含有させる場合は、500 ℃以
下とすることにより、他の成分が同一であっても高強度
化させることができる。この場合では、Ｂによる高強度
化の分だけ、MnやＰの含有量を低下させることができ、
コスト的に有利になるという効果を奏する。
ないが、Ｂを前記の範囲で含有させる場合は、500 ℃以
下とすることにより、他の成分が同一であっても高強度
化させることができる。この場合では、Ｂによる高強度
化の分だけ、MnやＰの含有量を低下させることができ、
コスト的に有利になるという効果を奏する。
【００３６】冷間圧延条件は特に限定する必要はない。
冷間圧延率が増加するにしたがい深絞り性は向上する傾
向があり、60％以上の冷間圧延率とするのが望ましい。
冷間圧延率が増加するにしたがい深絞り性は向上する傾
向があり、60％以上の冷間圧延率とするのが望ましい。
【００３７】焼鈍温度：再結晶温度以上、Ａc3点以下 焼鈍温度が再結晶温度未満では冷間加工組織が残り、延
性が著しく不足する。
性が著しく不足する。
【００３８】一方、Ａc3点を超えると深絞り性を有しな
い集合組織となる。
い集合組織となる。
【００３９】
【実施例】転炉、連続鋳造を用いて表１に示す化学組成
を有する素材鋼スラブを得た。これらのスラブを1200〜
1250℃に加熱し、熱間圧延の仕上温度を 900〜940 ℃、
巻取温度を表２に示す条件として 3.5mmの板厚に熱間圧
延した。酸洗後、0.7mm の板厚に冷間圧延し、連続焼鈍
ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（Ｃ
ＧＬ）に通板した。このときの焼鈍温度は 800〜830 ℃
とし、スキンパスは1.2 〜1.4 ％施した。
を有する素材鋼スラブを得た。これらのスラブを1200〜
1250℃に加熱し、熱間圧延の仕上温度を 900〜940 ℃、
巻取温度を表２に示す条件として 3.5mmの板厚に熱間圧
延した。酸洗後、0.7mm の板厚に冷間圧延し、連続焼鈍
ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（Ｃ
ＧＬ）に通板した。このときの焼鈍温度は 800〜830 ℃
とし、スキンパスは1.2 〜1.4 ％施した。
【００４０】得られた鋼板からそれぞれ試験片を切り出
し、引張特性、ｒ値、ＢＨ量、遷移温度および溶融亜鉛
めっき性を調査した。ただし、溶融亜鉛めっき性の調査
は、本発明例で二例（試験No.4、6)、比較例で一例（試
験No.11)とした。これらの結果を併せて表２に示す。こ
こで、遷移温度とは脆性割れを発生する境界温度を意味
し、絞り比 1.6の円筒を絞り成形した後、これらを円錐
台に被せ、衝撃を加えて押し込んだときの脆性割れを調
査する方法により測定した温度である。
し、引張特性、ｒ値、ＢＨ量、遷移温度および溶融亜鉛
めっき性を調査した。ただし、溶融亜鉛めっき性の調査
は、本発明例で二例（試験No.4、6)、比較例で一例（試
験No.11)とした。これらの結果を併せて表２に示す。こ
こで、遷移温度とは脆性割れを発生する境界温度を意味
し、絞り比 1.6の円筒を絞り成形した後、これらを円錐
台に被せ、衝撃を加えて押し込んだときの脆性割れを調
査する方法により測定した温度である。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】表２に示すように、本発明で定める条件ど
おりに製造された鋼板は、いずれも引張強度が 340ＭＰ
a 以上の高強度と良好なｒ値およびＢＨ量を示す。合金
化溶融亜鉛めっき鋼板も不めっきを生ずることなく製造
可能である。
おりに製造された鋼板は、いずれも引張強度が 340ＭＰ
a 以上の高強度と良好なｒ値およびＢＨ量を示す。合金
化溶融亜鉛めっき鋼板も不めっきを生ずることなく製造
可能である。
【００４４】比較例No.8（鋼種Ｆ）およびNo.9（鋼種
Ｇ）では、固溶Ｃ量の指標である前記見掛け固溶Ｃ量が
本発明で定める下限を下回っているため良好なＢＨ量が
得られない。No.10(鋼種Ｈ）では、Mn含有量が本発明で
定める上限を上回っているため十分な絞り性が得られな
い。No.11(鋼種Ｉ）では、Si含有量が本発明で定める上
限を上回っているため溶融亜鉛めっきを施した場合に一
部不めっきが生じている。No.12(鋼種Ｊ）では、Ti含有
量が本発明で定める上限を上回っているためＢＨ量が低
値である。
Ｇ）では、固溶Ｃ量の指標である前記見掛け固溶Ｃ量が
本発明で定める下限を下回っているため良好なＢＨ量が
得られない。No.10(鋼種Ｈ）では、Mn含有量が本発明で
定める上限を上回っているため十分な絞り性が得られな
い。No.11(鋼種Ｉ）では、Si含有量が本発明で定める上
限を上回っているため溶融亜鉛めっきを施した場合に一
部不めっきが生じている。No.12(鋼種Ｊ）では、Ti含有
量が本発明で定める上限を上回っているためＢＨ量が低
値である。
【００４５】以上のように、本発明で定める条件から外
れたものは、ＢＨ量、成形性、強度のいずれにおいて
も、十分に満足できる特性を有しない。
れたものは、ＢＨ量、成形性、強度のいずれにおいて
も、十分に満足できる特性を有しない。
【００４６】
【発明の効果】本発明の方法によって製造した鋼板は、
引張強度が 340ＭＰa 以上の高強度を有し、さらに良好
な焼付硬化性と成形性を有するものであり、溶融亜鉛め
っき性にも優れている。この鋼板は自動車用鋼板として
の厳しい要求に十分応えることができる。
引張強度が 340ＭＰa 以上の高強度を有し、さらに良好
な焼付硬化性と成形性を有するものであり、溶融亜鉛め
っき性にも優れている。この鋼板は自動車用鋼板として
の厳しい要求に十分応えることができる。
【図１】焼付硬化量（ＢＨ量）に及ぼすSi、MnおよびＰ
の各含有量の影響を示す図である。
の各含有量の影響を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】重量％または重量ppm で、Ｃ： 0.003〜0.
010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn： 0.3〜2.0 ％、Ｐ：0.02
〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、Al： 0.010〜0.090 ％お
よびＮ：0.005 ％以下を含有し、さらにTiおよびNbが下
記および式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度域で熱間仕上
圧延して巻取った後冷間圧延を施し、再結晶温度以上Ａ
c3点以下の温度域で焼鈍することを特徴とする焼付硬化
性を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・ - 【請求項２】重量％または重量ppm で、Ｃ： 0.003〜0.
010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn： 0.3〜2.0 ％、Ｐ：0.02
〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、Al： 0.010〜0.090 ％、
Ｎ：0.005 ％以下およびＢ：0.0003〜0.0020％を含有
し、さらにTiおよびNbが下記および式の関係を満足
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ａr3
点以上の温度域で熱間仕上圧延して巻取った後冷間圧延
を施し、再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で焼鈍する
ことを特徴とする焼付硬化性を有する成形性に優れた高
強度鋼板の製造方法。 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・ - 【請求項３】重量％または重量ppm で、Ｃ： 0.003〜0.
010 ％、Si：0.5 ％以下、Mn： 0.3〜2.0 ％、Ｐ：0.02
〜0.10％、Ｓ：0.015 ％以下、Al： 0.010〜0.090 ％、
Ｎ：0.005 ％以下およびＢ：0.0003〜0.002 ％を含有
し、さらにTiおよびNbが下記および式の関係を満足
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ａr3
点以上の温度域で熱間仕上圧延し、 500℃以下の温度で
巻取った後冷間圧延を施し、再結晶温度以上Ａc3点以下
の温度域で焼鈍することを特徴とする焼付硬化性を有す
る成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 (48/14)Ｎ(%) ≦Ti(%) ≦〔 (48/14)Ｎ(%) ＋ (48/32)Ｓ(%) 〕・・・ 10≦〔Ｃ(ppm) −(12/93)Nb(ppm)−６Mn(%) ＋40Ｐ(%) 〕≦25・・・
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10939193A JP3404798B2 (ja) | 1993-05-11 | 1993-05-11 | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10939193A JP3404798B2 (ja) | 1993-05-11 | 1993-05-11 | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06322441A true JPH06322441A (ja) | 1994-11-22 |
| JP3404798B2 JP3404798B2 (ja) | 2003-05-12 |
Family
ID=14509052
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10939193A Expired - Lifetime JP3404798B2 (ja) | 1993-05-11 | 1993-05-11 | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3404798B2 (ja) |
Cited By (3)
| 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 |
| KR20030083276A (ko) * | 2002-04-20 | 2003-10-30 | 현대자동차주식회사 | 소부경화형 고장력강판 및 이것의 제조방법 |
| WO2022223719A1 (en) | 2021-04-21 | 2022-10-27 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Steel strip or sheet and method for producing it |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| PL2907886T3 (pl) | 2013-02-26 | 2019-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o dużej wytrzymałości mająca maksymalną wytrzymałość na rozciąganie wynoszącą 980 MPa lub więcej oraz mająca doskonałą utwardzalność przy wypalaniu i wiązkość w niskiej temperaturze |
-
1993
- 1993-05-11 JP JP10939193A patent/JP3404798B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| 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 |
| KR20030083276A (ko) * | 2002-04-20 | 2003-10-30 | 현대자동차주식회사 | 소부경화형 고장력강판 및 이것의 제조방법 |
| WO2022223719A1 (en) | 2021-04-21 | 2022-10-27 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Steel strip or sheet and method for producing it |
| CN117178065A (zh) * | 2021-04-21 | 2023-12-05 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 钢带材或片材及其制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3404798B2 (ja) | 2003-05-12 |
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