JPH09209039A - 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH09209039A JPH09209039A JP4661796A JP4661796A JPH09209039A JP H09209039 A JPH09209039 A JP H09209039A JP 4661796 A JP4661796 A JP 4661796A JP 4661796 A JP4661796 A JP 4661796A JP H09209039 A JPH09209039 A JP H09209039A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高強度で且つプレス成形性、深絞り性に優
れ、自動車用内板等として使用される高強度冷延鋼板。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１、
Ｓｉ：２．０以下、Ｐ：０．０５〜０．２０、Ｍｎ：
１．０〜４．０、Ｍｏ：０．００５〜０．５、Ｃｕ：
０．５〜２．５、Ｎｉ：０〜１．０，Ｓ：０．０２以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１、Ｎ：０．００７以下、
Ｂ：０．０００５〜０．００３を含み、更にＴｉ：
〔（４８／１２）×Ｃ＋（４８／１４）×Ｎ＋（４８×
３２）×Ｓ〕〜０．１０、Ｎｂ：０．０１〜０．１及び
Ｖ：０．０１〜０．１の１種以上を含む鋼スラブに、熱
延仕上げ温度をＡｒ３変態点以上、仕上げ圧延後の平均
冷却速度を２０℃／秒以上、熱延巻取り温度を４５０〜
６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、８００〜
９２０℃で焼鈍してから析出処理温度までの平均冷却速
度を５〜１２０℃／秒として再結晶焼鈍し、続いて４０
０〜６５０℃、０．５〜１０分の析出熱処理を施す深絞
り性に優れた鋼板製造法。
れ、自動車用内板等として使用される高強度冷延鋼板。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１、
Ｓｉ：２．０以下、Ｐ：０．０５〜０．２０、Ｍｎ：
１．０〜４．０、Ｍｏ：０．００５〜０．５、Ｃｕ：
０．５〜２．５、Ｎｉ：０〜１．０，Ｓ：０．０２以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１、Ｎ：０．００７以下、
Ｂ：０．０００５〜０．００３を含み、更にＴｉ：
〔（４８／１２）×Ｃ＋（４８／１４）×Ｎ＋（４８×
３２）×Ｓ〕〜０．１０、Ｎｂ：０．０１〜０．１及び
Ｖ：０．０１〜０．１の１種以上を含む鋼スラブに、熱
延仕上げ温度をＡｒ３変態点以上、仕上げ圧延後の平均
冷却速度を２０℃／秒以上、熱延巻取り温度を４５０〜
６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、８００〜
９２０℃で焼鈍してから析出処理温度までの平均冷却速
度を５〜１２０℃／秒として再結晶焼鈍し、続いて４０
０〜６５０℃、０．５〜１０分の析出熱処理を施す深絞
り性に優れた鋼板製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度で且つプレス成
形性，深絞り性に優れ、自動車用内板等として使用され
る高強度冷延鋼板を製造する方法に関する。
形性，深絞り性に優れ、自動車用内板等として使用され
る高強度冷延鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板として、安全性，車体重量
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この種の自動車用鋼板は、厳しい成形加工
が施されることから、良好なプレス加工性，特に深絞り
性の指標であるランクフォード値が高いことが要求され
る。高強度冷延鋼板については、従来から多くの提案が
されている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公
報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧
延の条件を適正化することによって、４９０Ｎ／ｍｍ2
級以上の高強度を得ている。しかしながら、ランクフォ
ード値が１．０程度に過ぎず、深絞り性に劣る鋼材であ
った。この点、特公昭６２−３４８０４号公報では、極
低炭素鋼にＴｉを添加したものをベースとして少量のＭ
ｎを添加し、且つ冷延及び焼鈍条件を適正化することに
よって深絞り性を改善している。この方法によるとき、
約２．０のランクフォード値が得られるが、強度が３９
０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。また、特開平２−
１７３２４２号公報では、Ｔｉ及びＮｂを複合添加した
極低炭素鋼にＭｎ及びＰを添加した加工用冷延鋼板が開
示されている。しかし、この方法で製造された鋼板の強
度も、４４０Ｎ／ｍｍ2 以下と低い値になっている。
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この種の自動車用鋼板は、厳しい成形加工
が施されることから、良好なプレス加工性，特に深絞り
性の指標であるランクフォード値が高いことが要求され
る。高強度冷延鋼板については、従来から多くの提案が
されている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公
報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧
延の条件を適正化することによって、４９０Ｎ／ｍｍ2
級以上の高強度を得ている。しかしながら、ランクフォ
ード値が１．０程度に過ぎず、深絞り性に劣る鋼材であ
った。この点、特公昭６２−３４８０４号公報では、極
低炭素鋼にＴｉを添加したものをベースとして少量のＭ
ｎを添加し、且つ冷延及び焼鈍条件を適正化することに
よって深絞り性を改善している。この方法によるとき、
約２．０のランクフォード値が得られるが、強度が３９
０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。また、特開平２−
１７３２４２号公報では、Ｔｉ及びＮｂを複合添加した
極低炭素鋼にＭｎ及びＰを添加した加工用冷延鋼板が開
示されている。しかし、この方法で製造された鋼板の強
度も、４４０Ｎ／ｍｍ2 以下と低い値になっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の方法で鋼板を高
強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼
板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するために
ランクフォード値を上げると、強度が不足する傾向を示
す。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択が余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、強度及びランクフォード値に大きく影響を
及ぼすＣｕ析出物の形態及び熱延板の金属組織を制御す
ることにより、自動車用等の鋼板として要求される４９
０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を持ち、且つランクフォード
値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度冷延鋼板
を得ることを目的とする。
強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼
板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するために
ランクフォード値を上げると、強度が不足する傾向を示
す。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択が余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、強度及びランクフォード値に大きく影響を
及ぼすＣｕ析出物の形態及び熱延板の金属組織を制御す
ることにより、自動車用等の鋼板として要求される４９
０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を持ち、且つランクフォード
値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度冷延鋼板
を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度冷延鋼板
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１
〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．
０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，
Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．
５重量％，Ｎｉ：０〜１．０重量％，Ｓ：０．０２重量
％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．０
０７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱
延仕上げ温度をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均
冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜
６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍
設備に搬入し、焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度か
ら析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒
とする再結晶焼鈍を施し、続いて処理温度４００〜６５
０℃，処理時間０．５〜１０分の析出熱処理を施すこと
を特徴とする。また、同じ組成をもつ鋼スラブを同様に
再結晶焼鈍した後、処理温度３００〜６５０℃，処理時
間０．５分〜５時間の析出熱処理を施すこともできる。
再結晶焼鈍と析出熱処理の間で、鋼板に調質圧延又は製
品加工を施すことも可能である。
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１
〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．
０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，
Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．
５重量％，Ｎｉ：０〜１．０重量％，Ｓ：０．０２重量
％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．０
０７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱
延仕上げ温度をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均
冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜
６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍
設備に搬入し、焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度か
ら析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒
とする再結晶焼鈍を施し、続いて処理温度４００〜６５
０℃，処理時間０．５〜１０分の析出熱処理を施すこと
を特徴とする。また、同じ組成をもつ鋼スラブを同様に
再結晶焼鈍した後、処理温度３００〜６５０℃，処理時
間０．５分〜５時間の析出熱処理を施すこともできる。
再結晶焼鈍と析出熱処理の間で、鋼板に調質圧延又は製
品加工を施すことも可能である。
【０００５】
【作用】本発明者等は、析出強化元素であるＣｕを含む
極低炭素鋼について、強度，ランクフォード値に及ぼす
Ｃｕ析出物の形態及び金属組織の影響を調査した。その
結果、極低炭素鋼に析出強化元素としてのＣｕ，焼入れ
性を向上させる元素としてのＭｎ，Ｍｏを含有させ、適
正条件下の熱間圧延及び焼鈍を施すことにより、４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度で且つ１．４以上のランクフォ
ード値をもつ鋼板が得られることを見い出した。本発明
が対象とする鋼組成は、Ｃｕを含む極低炭素鋼に焼入れ
性を向上させるＭｎ及びＭｏを含ませている。この鋼の
熱延仕上げ温度，仕上げ圧延後の平均冷却速度，熱延巻
取り温度を制御するとき、強い熱延集合組織が形成され
る。熱延集合組織は、冷延集合組織の発達を促進させ、
更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位の再
結晶集合組織の集積度を高める。
極低炭素鋼について、強度，ランクフォード値に及ぼす
Ｃｕ析出物の形態及び金属組織の影響を調査した。その
結果、極低炭素鋼に析出強化元素としてのＣｕ，焼入れ
性を向上させる元素としてのＭｎ，Ｍｏを含有させ、適
正条件下の熱間圧延及び焼鈍を施すことにより、４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度で且つ１．４以上のランクフォ
ード値をもつ鋼板が得られることを見い出した。本発明
が対象とする鋼組成は、Ｃｕを含む極低炭素鋼に焼入れ
性を向上させるＭｎ及びＭｏを含ませている。この鋼の
熱延仕上げ温度，仕上げ圧延後の平均冷却速度，熱延巻
取り温度を制御するとき、強い熱延集合組織が形成され
る。熱延集合組織は、冷延集合組織の発達を促進させ、
更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位の再
結晶集合組織の集積度を高める。
【０００６】また、Ｃｕ析出物の析出が促進される温度
範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り
時に粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣｕ析出
物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝＜２２
５＞方位への集積度を更に向上させる作用を呈する。熱
延中の粗大化したＣｕ析出物は、冷間圧延後に高温焼鈍
を施し、一旦マトリックスに固溶させる。固溶したＣｕ
は、均熱後の冷却速度，析出処理温度及び析出処理時間
を制御することにより、冷延焼鈍板に微細な化合物とし
て析出し、鋼板を高強度化する。また、焼鈍温度をＡｃ
1 変態点以上に設定するとき、冷延焼鈍板のミクロ組織
がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトとの複合組織又
は擬ベイナイトの単相組織となり、一層の高強度化が図
られる。
範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り
時に粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣｕ析出
物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝＜２２
５＞方位への集積度を更に向上させる作用を呈する。熱
延中の粗大化したＣｕ析出物は、冷間圧延後に高温焼鈍
を施し、一旦マトリックスに固溶させる。固溶したＣｕ
は、均熱後の冷却速度，析出処理温度及び析出処理時間
を制御することにより、冷延焼鈍板に微細な化合物とし
て析出し、鋼板を高強度化する。また、焼鈍温度をＡｃ
1 変態点以上に設定するとき、冷延焼鈍板のミクロ組織
がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトとの複合組織又
は擬ベイナイトの単相組織となり、一層の高強度化が図
られる。
【０００７】以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合
金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を向上させる上で低いＣ含有量ほど好ま
しく、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物及びＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2
等の炭硫化物となって固定される。また、Ｃ含有量を下
げるとき、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量も少
なくすることができる。Ｃ含有量が０．０１重量％を超
えると、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量が著し
く増加し、コスト高になるばかりでなく、ランクフォー
ド値に対しても悪影響を及ぼす。しかし、Ｃ含有量を
０．００１重量％より低くするためには、製造工程にお
ける製造コストが増大する。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素である。しか
し、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びラ
ンクフォード値が低下する傾向を示す。
金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を向上させる上で低いＣ含有量ほど好ま
しく、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物及びＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2
等の炭硫化物となって固定される。また、Ｃ含有量を下
げるとき、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量も少
なくすることができる。Ｃ含有量が０．０１重量％を超
えると、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量が著し
く増加し、コスト高になるばかりでなく、ランクフォー
ド値に対しても悪影響を及ぼす。しかし、Ｃ含有量を
０．００１重量％より低くするためには、製造工程にお
ける製造コストが増大する。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素である。しか
し、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びラ
ンクフォード値が低下する傾向を示す。
【０００８】Ｐ：０．０５〜０．２０重量％ 鋼板の強度を向上させると共に、鋼板の耐食性を改善す
る作用を呈する。これら作用を発現させるためには、
０．０５重量％以上のＰ含有量が必要である。しかし、
０．２０重量％を超える多量のＰが含まれると、二次加
工割れが著しく促進される。 Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ 焼入れ硬化性を向上させる合金元素である。また、Ｍｎ
含有によって仕上げ圧延後の冷却速度は比較的小さくて
も、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬
ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成され
る。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進
させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方
位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を
得るためには１．０重量％以上のＭｎ含有が必要である
が、４．０重量％を超えて多量のＭｎが含まれると延性
が大きく低下する。
る作用を呈する。これら作用を発現させるためには、
０．０５重量％以上のＰ含有量が必要である。しかし、
０．２０重量％を超える多量のＰが含まれると、二次加
工割れが著しく促進される。 Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ 焼入れ硬化性を向上させる合金元素である。また、Ｍｎ
含有によって仕上げ圧延後の冷却速度は比較的小さくて
も、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬
ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成され
る。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進
させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方
位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を
得るためには１．０重量％以上のＭｎ含有が必要である
が、４．０重量％を超えて多量のＭｎが含まれると延性
が大きく低下する。
【０００９】Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％ Ｍｎと同様に焼入れ硬化性を向上させる作用を呈する。
また、Ｍｏ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度は比較
的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織
を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織
が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の
発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜
２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。
この作用を得るためには０．００５重量％以上のＭｏ含
有が必要であるが、０．５重量％を超えて多量のＭｏが
含まれると延性が大きく低下する。 Ｃｕ：０．５〜２．５重量％ 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素であり、０．５
重量％以上の含有量でその作用が顕著になる。しかし、
２．５重量％を超える多量のＣｕが含まれると、延性が
大きく低下する。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、１．０
〜２．０重量％である。
また、Ｍｏ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度は比較
的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織
を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織
が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の
発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜
２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。
この作用を得るためには０．００５重量％以上のＭｏ含
有が必要であるが、０．５重量％を超えて多量のＭｏが
含まれると延性が大きく低下する。 Ｃｕ：０．５〜２．５重量％ 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素であり、０．５
重量％以上の含有量でその作用が顕著になる。しかし、
２．５重量％を超える多量のＣｕが含まれると、延性が
大きく低下する。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、１．０
〜２．０重量％である。
【００１０】Ｎｉ：０〜１．０重量％ Ｃｕ添加鋼において、熱間赤熱脆性を防止するために必
要に応じて添加される合金成分である。一般には、Ｃｕ
添加量の１／２以上のＮｉを添加することが好ましい。
しかし、非常に高価な元素であることから、Ｎｉを添加
する場合でも鋼材コストの上昇を抑制するために上限を
１．０重量％に設定する。 Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠点を発生させる有害元素である。そのた
め、本発明においては、Ｓ含有量の上限を０．０２重量
％に規制した。 Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 脱酸剤として添加される合金元素であり、０．００５重
量％以上が必要である。しかし、０．１重量％を超える
多量のＡｌ含有は、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物を増加させる
原因であり、また加工性及び表面品質を劣化させる。
要に応じて添加される合金成分である。一般には、Ｃｕ
添加量の１／２以上のＮｉを添加することが好ましい。
しかし、非常に高価な元素であることから、Ｎｉを添加
する場合でも鋼材コストの上昇を抑制するために上限を
１．０重量％に設定する。 Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠点を発生させる有害元素である。そのた
め、本発明においては、Ｓ含有量の上限を０．０２重量
％に規制した。 Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 脱酸剤として添加される合金元素であり、０．００５重
量％以上が必要である。しかし、０．１重量％を超える
多量のＡｌ含有は、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物を増加させる
原因であり、また加工性及び表面品質を劣化させる。
【００１１】Ｎ：０．００７重量％以下 固溶Ｎとして残存すると、深絞り性を劣化させる有害元
素である。そのため、ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｎを
減少させることが要求される。しかし、Ｎ含有量が増加
するとＴｉＮの析出量が増加し、｛５５４｝再結晶集合
組織の発達を抑制する。したがって、本発明において
は、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に偏析し、Ｐによる粒界脆化
を抑制する作用を呈する。この作用は、０．０００５重
量％以上のＢ含有で発現される。しかし、０．００３重
量％を超える多量のＢ含有では、粒成長が阻害され、鋼
板のランクフォード値や延性が低下する欠点が現れる。
素である。そのため、ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｎを
減少させることが要求される。しかし、Ｎ含有量が増加
するとＴｉＮの析出量が増加し、｛５５４｝再結晶集合
組織の発達を抑制する。したがって、本発明において
は、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に偏析し、Ｐによる粒界脆化
を抑制する作用を呈する。この作用は、０．０００５重
量％以上のＢ含有で発現される。しかし、０．００３重
量％を超える多量のＢ含有では、粒成長が阻害され、鋼
板のランクフォード値や延性が低下する欠点が現れる。
【００１２】Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％ ｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の発達に有
害なＳ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈する。Ｔｉを添加
する場合、Ｓ，Ｎ及びＣを固定する上から、その含有量
の下限を［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％
Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］に規定する。しかし、Ｔｉ
添加による作用は０．１０重量％で飽和し、それ以上添
加してもＴｉ増量に見合った効果がみられない。 Ｎｂ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％ Ｓ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈し、｛５５４｝方位を
もつ再結晶集合組織の発達素促進させる。Ｎｂ，Ｖの作
用は、０．０１重量％以上の含有量で発現するが、０．
１０重量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合っ
た効果がみられない。本発明が対象とする鋼は、転炉，
電気炉等で所定の成分に調整した溶鋼をＲＨ設備等で脱
ガス処理した後、連続鋳造によってスラブに製造され
る。このスラブをそのまま直送し、或いは一旦冷却して
冷片とした後で再加熱し、熱延工程に送られる。
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％ ｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の発達に有
害なＳ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈する。Ｔｉを添加
する場合、Ｓ，Ｎ及びＣを固定する上から、その含有量
の下限を［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％
Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］に規定する。しかし、Ｔｉ
添加による作用は０．１０重量％で飽和し、それ以上添
加してもＴｉ増量に見合った効果がみられない。 Ｎｂ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％ Ｓ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈し、｛５５４｝方位を
もつ再結晶集合組織の発達素促進させる。Ｎｂ，Ｖの作
用は、０．０１重量％以上の含有量で発現するが、０．
１０重量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合っ
た効果がみられない。本発明が対象とする鋼は、転炉，
電気炉等で所定の成分に調整した溶鋼をＲＨ設備等で脱
ガス処理した後、連続鋳造によってスラブに製造され
る。このスラブをそのまま直送し、或いは一旦冷却して
冷片とした後で再加熱し、熱延工程に送られる。
【００１３】熱間圧延：熱間圧延では、熱延仕上げ温度
をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２
０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃に設
定する。熱延条件をこのように制御することにより、強
い熱延集合組織が形成される。強い熱延集合組織は、冷
延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される
｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積
度を高める作用を呈する。また、Ｃｕの析出が促進され
る温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延
巻取り時に粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣ
ｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝
＜２２５＞方位への集積度を更に高める。
をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２
０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃に設
定する。熱延条件をこのように制御することにより、強
い熱延集合組織が形成される。強い熱延集合組織は、冷
延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される
｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積
度を高める作用を呈する。また、Ｃｕの析出が促進され
る温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延
巻取り時に粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣ
ｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝
＜２２５＞方位への集積度を更に高める。
【００１４】再結晶焼鈍：熱延後の鋼板は、通常の条件
下で酸洗・冷間圧延され、連続焼鈍工程に送られる。焼
鈍温度は、ランクフォード値に有効な再結晶集合組織を
生成させるため、また粗大化したＣｕ析出物をマトリッ
クスに再固溶させるため、８００℃以上に設定される。
特に、焼鈍温度をＡc1変態点以上にすると、冷延焼鈍板
のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトの
複合組織又は擬ベイナイトの単相組織を呈し、一層の高
強度化が図られる。しかし、９２０℃を超える高温の焼
鈍温度では、通常の連続焼鈍設備を使用した生産が困難
になる。焼鈍温度に均熱された鋼板は、冷却過程におい
て粗大なＣｕ析出物の生成を防止するため、５℃／秒以
上の速度で冷却される。しかし、冷却速度が１２０℃／
秒を超えると、通常の連続焼鈍設備を用いた生産が困難
になる。
下で酸洗・冷間圧延され、連続焼鈍工程に送られる。焼
鈍温度は、ランクフォード値に有効な再結晶集合組織を
生成させるため、また粗大化したＣｕ析出物をマトリッ
クスに再固溶させるため、８００℃以上に設定される。
特に、焼鈍温度をＡc1変態点以上にすると、冷延焼鈍板
のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトの
複合組織又は擬ベイナイトの単相組織を呈し、一層の高
強度化が図られる。しかし、９２０℃を超える高温の焼
鈍温度では、通常の連続焼鈍設備を使用した生産が困難
になる。焼鈍温度に均熱された鋼板は、冷却過程におい
て粗大なＣｕ析出物の生成を防止するため、５℃／秒以
上の速度で冷却される。しかし、冷却速度が１２０℃／
秒を超えると、通常の連続焼鈍設備を用いた生産が困難
になる。
【００１５】析出熱処理：Ｃｕ析出処理は、連続焼鈍設
備で再結晶焼鈍を施し、続いて析出処理温度まで冷却し
析出処理を施す工程，連続焼鈍説部で再結晶焼鈍を施
し、２００℃以下まで冷却した後、連続焼鈍・バッチ焼
鈍設備で析出処理を施す工程，及び連続焼鈍設備で再結
晶焼鈍を施し、２００℃以下まで冷却し、鋼板に調質圧
延又は成形加工を施した後、連続焼鈍・バッチ焼鈍設備
で析出処理を施す工程で行われる。析出処理条件は、連
続焼鈍タイプの設備を使用する場合では析出処理温度４
００〜６５０℃，析出処理時間０．５〜１０分、バッチ
焼鈍タイプの設備を使用する場合では析出処理温度３０
０〜６５０℃，析出処理温度０．５分〜５時間に設定す
る。析出処理の条件設定は、鋼中へのＣｕの固溶及び粗
大なＣｕ析出物の析出を防止するために、このような範
囲で定められる。
備で再結晶焼鈍を施し、続いて析出処理温度まで冷却し
析出処理を施す工程，連続焼鈍説部で再結晶焼鈍を施
し、２００℃以下まで冷却した後、連続焼鈍・バッチ焼
鈍設備で析出処理を施す工程，及び連続焼鈍設備で再結
晶焼鈍を施し、２００℃以下まで冷却し、鋼板に調質圧
延又は成形加工を施した後、連続焼鈍・バッチ焼鈍設備
で析出処理を施す工程で行われる。析出処理条件は、連
続焼鈍タイプの設備を使用する場合では析出処理温度４
００〜６５０℃，析出処理時間０．５〜１０分、バッチ
焼鈍タイプの設備を使用する場合では析出処理温度３０
０〜６５０℃，析出処理温度０．５分〜５時間に設定す
る。析出処理の条件設定は、鋼中へのＣｕの固溶及び粗
大なＣｕ析出物の析出を防止するために、このような範
囲で定められる。
【００１６】
実施例１：表１の組成をもつ鋼種番号１〜１６の鋼を溶
製し、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０
℃，仕上げ温度から熱延巻取り温度までの平均冷却速度
２０℃／秒，熱延巻取り温度５５０℃の条件で熱間圧延
を施し、板厚４ｍｍの熱延板を製造した。
製し、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０
℃，仕上げ温度から熱延巻取り温度までの平均冷却速度
２０℃／秒，熱延巻取り温度５５０℃の条件で熱間圧延
を施し、板厚４ｍｍの熱延板を製造した。
【００１７】
【００１８】得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍ
まで圧延率７５％で冷間圧延を施した。次いで、焼鈍温
度８５０℃，均熱時間６０秒，焼鈍温度から析出処理温
度までの平均冷却速度４０℃／秒の条件下で再結晶焼鈍
を施し、引き続いて析出処理温度５５０℃，析出処理時
間１分の熱処理を施した。その後、伸び率約１％の調質
圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。試
験結果を示す表２にみられるように、本発明に従った鋼
種番号１〜１２の鋼は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を
示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いラ
ンクフォード値を持っていた。これに対し、鋼種番号１
３〜１６の鋼では、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃ及びＴｉの含
有量が本発明で規定した範囲を外れることから、ランク
フォード値が大きく低下していた。
まで圧延率７５％で冷間圧延を施した。次いで、焼鈍温
度８５０℃，均熱時間６０秒，焼鈍温度から析出処理温
度までの平均冷却速度４０℃／秒の条件下で再結晶焼鈍
を施し、引き続いて析出処理温度５５０℃，析出処理時
間１分の熱処理を施した。その後、伸び率約１％の調質
圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。試
験結果を示す表２にみられるように、本発明に従った鋼
種番号１〜１２の鋼は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を
示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いラ
ンクフォード値を持っていた。これに対し、鋼種番号１
３〜１６の鋼では、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃ及びＴｉの含
有量が本発明で規定した範囲を外れることから、ランク
フォード値が大きく低下していた。
【００１９】
【００２０】実施例２：表１の鋼種番号２，７，９，１
３，１５の鋼から、実施例１と同じ条件下で熱延板を製
造した。得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで
圧延率７５％で冷間圧延した。次いで、焼鈍温度８５０
℃，均熱時間６０秒の処理を施した後、焼鈍温度から２
００℃以下まで平均冷却速度４０℃／秒で冷却した。そ
の後、５００℃×３時間の析出熱処理を施した。次い
で、伸び率約１％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片
で引張り試験を行った。試験結果を示す表３にみられる
ように、本発明に従った鋼種番号２，７，９は、４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優
れ、１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。
これに対し、鋼種番号１３，１５の比較例では、Ｍｎ，
Ｍｏ及びＣｕの含有量が本発明で規定した範囲を外れる
ことから、ランクフォード値が大きく低下していた。
３，１５の鋼から、実施例１と同じ条件下で熱延板を製
造した。得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで
圧延率７５％で冷間圧延した。次いで、焼鈍温度８５０
℃，均熱時間６０秒の処理を施した後、焼鈍温度から２
００℃以下まで平均冷却速度４０℃／秒で冷却した。そ
の後、５００℃×３時間の析出熱処理を施した。次い
で、伸び率約１％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片
で引張り試験を行った。試験結果を示す表３にみられる
ように、本発明に従った鋼種番号２，７，９は、４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優
れ、１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。
これに対し、鋼種番号１３，１５の比較例では、Ｍｎ，
Ｍｏ及びＣｕの含有量が本発明で規定した範囲を外れる
ことから、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００２１】
【００２２】実施例３：表１に示した鋼種番号５の鋼を
使用し、表４の条件下で熱間圧延を施し、酸洗後、圧延
率７５％で冷間圧延し、次いで表４の条件下で再結晶焼
鈍及び析出熱処理を施した。次いで、次いで、伸び率約
１％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験
を行った。試験結果を示す表５にみられるように、本発
明に従って製造したＡグループの鋼板では、４９０Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度を示し、１．４以上の高いランクフォ
ード値をもっていた。これに対し、Ｂグループの鋼板
（Ｂ１，Ｂ２）では、熱延条件又は焼鈍条件が本発明で
規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大
きく低下していた。Ｂ３，Ｂ４の鋼板では、析出熱処理
条件が本発明で規制した範囲を外れることから、強度が
大きく低下していた。
使用し、表４の条件下で熱間圧延を施し、酸洗後、圧延
率７５％で冷間圧延し、次いで表４の条件下で再結晶焼
鈍及び析出熱処理を施した。次いで、次いで、伸び率約
１％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験
を行った。試験結果を示す表５にみられるように、本発
明に従って製造したＡグループの鋼板では、４９０Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度を示し、１．４以上の高いランクフォ
ード値をもっていた。これに対し、Ｂグループの鋼板
（Ｂ１，Ｂ２）では、熱延条件又は焼鈍条件が本発明で
規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大
きく低下していた。Ｂ３，Ｂ４の鋼板では、析出熱処理
条件が本発明で規制した範囲を外れることから、強度が
大きく低下していた。
【００２３】
【００２４】
【００２５】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、焼入れ性向上元素Ｍｎ，Ｍｏ及び析出強化元素Ｃｕ
を添加し、熱延条件及び焼鈍条件を設定することによ
り、焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をも
つ再結晶集合組織の集積度を高め、高強度で且つランク
フォード値の高い鋼板を製造している。このようにして
得られた高強度鋼板は、深絞り性等の優れた加工性を活
用し、自動車用鋼板を始めとする広範な分野で構造材，
部材等として使用される。
は、焼入れ性向上元素Ｍｎ，Ｍｏ及び析出強化元素Ｃｕ
を添加し、熱延条件及び焼鈍条件を設定することによ
り、焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をも
つ再結晶集合組織の集積度を高め、高強度で且つランク
フォード値の高い鋼板を製造している。このようにして
得られた高強度鋼板は、深絞り性等の優れた加工性を活
用し、自動車用鋼板を始めとする広範な分野で構造材，
部材等として使用される。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．０５〜０．２０重量
％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｍｏ：０．００５〜
０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．５重量％，Ｎｉ：０
〜１．０重量％，Ｓ：０．０２重量％以下，Ａｌ：０．
００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，
Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、更にＴ
ｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋
（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．
０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜０．１重量％の
１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱延仕上げ温度を
Ａｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０
℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃とする
熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍設備に搬入し、
焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から析出処理温度
までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結晶焼
鈍を施し、続いて処理温度４００〜６５０℃，処理時間
０．５〜１０分の析出熱処理を施す深絞り性に優れた高
強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１の組成をもつ鋼スラブに、熱延
仕上げ温度をＡｒ3変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷
却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６
５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍設
備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から２００℃
以下までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結
晶焼鈍を施した後、処理温度３００〜６５０℃，処理時
間０．５分〜５時間の析出熱処理を施す深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１の組成をもつ鋼スラブに、熱延
仕上げ温度をＡｒ3変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷
却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６
５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍設
備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から２００℃
以下までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結
晶焼鈍を施し、得られた鋼板に調質圧延又は製品加工を
施した後、処理温度３００〜６５０℃，処理時間０．５
分〜５時間の析出熱処理を施す深絞り性に優れた高強度
冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4661796A JPH09209039A (ja) | 1996-02-08 | 1996-02-08 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4661796A JPH09209039A (ja) | 1996-02-08 | 1996-02-08 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209039A true JPH09209039A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=12752267
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4661796A Pending JPH09209039A (ja) | 1996-02-08 | 1996-02-08 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09209039A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003057928A1 (fr) * | 2002-01-14 | 2003-07-17 | Usinor | Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu |
| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN100354445C (zh) * | 2002-12-05 | 2007-12-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 无方向性电磁钢板及其制造方法 |
| KR100946065B1 (ko) * | 2002-12-26 | 2010-03-10 | 주식회사 포스코 | 자동차 외판용 초고강도 냉연강판 제조방법 |
| KR100985322B1 (ko) * | 2002-12-28 | 2010-10-04 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 |
| KR101008104B1 (ko) * | 2003-10-02 | 2011-01-13 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 120ｋｇｆ/㎟급 초고강도 강 및 그제조방법 |
| US8097094B2 (en) * | 2003-10-06 | 2012-01-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength electrical steel sheet and processed part of same |
-
1996
- 1996-02-08 JP JP4661796A patent/JPH09209039A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| FR2834722A1 (fr) * | 2002-01-14 | 2003-07-18 | Usinor | Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu |
| US7425240B2 (en) | 2002-01-14 | 2008-09-16 | Usinor | Method for the production of a siderurgical product made of carbon steel with a high copper content |
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