JPH1161274A - 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法Info
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- JPH1161274A JPH1161274A JP24173097A JP24173097A JPH1161274A JP H1161274 A JPH1161274 A JP H1161274A JP 24173097 A JP24173097 A JP 24173097A JP 24173097 A JP24173097 A JP 24173097A JP H1161274 A JPH1161274 A JP H1161274A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 自動車の外板パネルに主として用いられる焼
付硬化性に優れた超深絞り用鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０１
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以
下、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５
％以下でかつ（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＜１の範囲で含有する鋼片を、
通常の熱間圧延後、熱間鋼帯とし酸洗した後、圧下率５
０％以上で冷間圧延を行い、再結晶温度以上の温度で焼
鈍し再び圧下率５０％以上で冷間圧延を行った後、再結
晶温度以上、８５０℃以下の焼鈍を行い、調質圧延を施
すことを特徴とする焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板
の製造方法。
付硬化性に優れた超深絞り用鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０１
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以
下、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５
％以下でかつ（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＜１の範囲で含有する鋼片を、
通常の熱間圧延後、熱間鋼帯とし酸洗した後、圧下率５
０％以上で冷間圧延を行い、再結晶温度以上の温度で焼
鈍し再び圧下率５０％以上で冷間圧延を行った後、再結
晶温度以上、８５０℃以下の焼鈍を行い、調質圧延を施
すことを特徴とする焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板
の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本願発明は自動車の外板パネ
ルに主として用いられる焼付硬化性に優れた超深絞り用
鋼板の製造方法に関するものである。
ルに主として用いられる焼付硬化性に優れた超深絞り用
鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車のルーフおよびドアアウター等に
使用される外板パネルには、成形時には形状性に優れる
低降伏強度が、成形後には耐デント性（指等の押込みで
凹みができにくい特性）に優れる高降伏点となるような
相反する特性が要求される。さらに最近、高生産性の観
点から外板パネルの一体成形化を可能とする優れた深絞
り性も要求されている。これらの要求に対し、特開昭５
３−１１４７１７号公報には、プレス後の自動車の塗装
焼付工程を利用した時効硬化により加工後の強度を高め
た焼付硬化型鋼板が開示されている。この焼付硬化性
（以後ＢＨ性と称す）は鋼中の固溶Ｃあるいは固溶Ｎに
よって、成形時の低降伏点と成形後の高降伏点を両立す
ることができる有効な特性である。さらに、特開昭５７
−７０２５８号公報と特開昭５９−３１８２７号公報に
は、ＢＨ性と同時に深絞り性を付与したものとして、Ｎ
ｂ添加鋼またはＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼を連続焼鈍により
製造する方法が開示されている。これは、連続焼鈍前に
は深絞り性に良好な集合組織の形成を阻害する鋼中の
Ｃ、Ｎを固定し、連続焼鈍後は炭窒化物を分解させ、固
溶ＣおよびＮを残してＢＨ性を付与する方法である。
使用される外板パネルには、成形時には形状性に優れる
低降伏強度が、成形後には耐デント性（指等の押込みで
凹みができにくい特性）に優れる高降伏点となるような
相反する特性が要求される。さらに最近、高生産性の観
点から外板パネルの一体成形化を可能とする優れた深絞
り性も要求されている。これらの要求に対し、特開昭５
３−１１４７１７号公報には、プレス後の自動車の塗装
焼付工程を利用した時効硬化により加工後の強度を高め
た焼付硬化型鋼板が開示されている。この焼付硬化性
（以後ＢＨ性と称す）は鋼中の固溶Ｃあるいは固溶Ｎに
よって、成形時の低降伏点と成形後の高降伏点を両立す
ることができる有効な特性である。さらに、特開昭５７
−７０２５８号公報と特開昭５９−３１８２７号公報に
は、ＢＨ性と同時に深絞り性を付与したものとして、Ｎ
ｂ添加鋼またはＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼を連続焼鈍により
製造する方法が開示されている。これは、連続焼鈍前に
は深絞り性に良好な集合組織の形成を阻害する鋼中の
Ｃ、Ｎを固定し、連続焼鈍後は炭窒化物を分解させ、固
溶ＣおよびＮを残してＢＨ性を付与する方法である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上に述べたようにＢＨ
性と深絞り性を同時に付与して外板パネルの要求特性を
満たしたＮｂ添加またはＴｉ、Ｎｂ複合添加技術では、
焼鈍中の炭窒化物の分解により生成した固溶Ｃを室温ま
で残留させてＢＨ性を付与するため、炭窒化物の分解に
８５０℃以上の高い焼鈍温度が、また室温までの冷却時
に再析出を防ぐための急冷が必要になる。そのため、こ
の技術では原理上、焼鈍温度依存性ならびに冷却速度依
存性が大きく安定したＢＨ性を得ることが難しいこと、
さらに、高い焼鈍温度が要求されるため、通板性の悪化
に伴う生産性の低下やロール起因の疵による表面品質の
低下などの問題点がある。また、ＢＨ性は、固溶Ｃ、Ｎ
量に対しｐｐｍレベルの微量な制御が必要であるが、製
鋼工程におけるＣ、Ｎ量のばらつきの影響を受けやす
く、上記の方法ではこの影響も大きい。これに対し、連
続焼鈍前に固溶Ｃを残す方法は、炭窒化物の溶解を利用
することなくＢＨ性を付与できるため高温焼鈍する必要
もなく、また製鋼段階でのＣ、Ｎ量ばらつきによるＢＨ
性ばらつきの影響も小さいため安定して生産できるが、
この方法では、良好な深絞り性が得られない問題があっ
た。従って、本発明の目的は、上記の問題を解決すべ
く、安定したＢＨ性と一体成形化を可能とする超深絞り
性とを有した鋼板を製造することにある。
性と深絞り性を同時に付与して外板パネルの要求特性を
満たしたＮｂ添加またはＴｉ、Ｎｂ複合添加技術では、
焼鈍中の炭窒化物の分解により生成した固溶Ｃを室温ま
で残留させてＢＨ性を付与するため、炭窒化物の分解に
８５０℃以上の高い焼鈍温度が、また室温までの冷却時
に再析出を防ぐための急冷が必要になる。そのため、こ
の技術では原理上、焼鈍温度依存性ならびに冷却速度依
存性が大きく安定したＢＨ性を得ることが難しいこと、
さらに、高い焼鈍温度が要求されるため、通板性の悪化
に伴う生産性の低下やロール起因の疵による表面品質の
低下などの問題点がある。また、ＢＨ性は、固溶Ｃ、Ｎ
量に対しｐｐｍレベルの微量な制御が必要であるが、製
鋼工程におけるＣ、Ｎ量のばらつきの影響を受けやす
く、上記の方法ではこの影響も大きい。これに対し、連
続焼鈍前に固溶Ｃを残す方法は、炭窒化物の溶解を利用
することなくＢＨ性を付与できるため高温焼鈍する必要
もなく、また製鋼段階でのＣ、Ｎ量ばらつきによるＢＨ
性ばらつきの影響も小さいため安定して生産できるが、
この方法では、良好な深絞り性が得られない問題があっ
た。従って、本発明の目的は、上記の問題を解決すべ
く、安定したＢＨ性と一体成形化を可能とする超深絞り
性とを有した鋼板を製造することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】その具体的な手段は、重
量比にて Ｃ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％ Ａｌ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％ Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下 さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下
でかつ （Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋
Ｎ／１４）＜１ の範囲で含有する鋼片を、通常の熱間圧延後、熱延鋼帯
とし酸洗した後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、
再結晶温度以上の温度で焼鈍し、再び圧下率５０％以上
で冷間圧延を行った後、再結晶温度以上、８５０℃以下
の焼鈍を行い、調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬
化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法。
量比にて Ｃ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％ Ａｌ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％ Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下 さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下
でかつ （Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋
Ｎ／１４）＜１ の範囲で含有する鋼片を、通常の熱間圧延後、熱延鋼帯
とし酸洗した後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、
再結晶温度以上の温度で焼鈍し、再び圧下率５０％以上
で冷間圧延を行った後、再結晶温度以上、８５０℃以下
の焼鈍を行い、調質圧延を施すことを特徴とする焼付硬
化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法。
【０００５】
【発明の実施の形態】発明者らは、深絞り性および焼付
硬化性に優れた特性を満足する鋼板を開発すべく、極低
炭素化した鋼にＴｉ、ＮｂならびにＶなどの炭窒化物形
成元素を添加し、さらに、強化元素としてＰ、Ｍｎを添
加した高張力鋼板も含めてその製造方法を詳細に検討し
た。その結果、Ｃを原子モル量で炭窒化物形成元素必要
量より多く含む鋼を通常の熱間圧延により熱延鋼帯と
し、酸洗後、圧下率５０％以上で冷延し、十分な再結晶
温度で焼鈍を施した後、再び圧下率５０％以上で冷延
し、８００℃前後の再結晶焼鈍を施すことにより、３０
ＭＰａ以上のＢＨ性と２．２以上のランクフォード値を
兼ね備えた鋼板が得られることを見出した。
硬化性に優れた特性を満足する鋼板を開発すべく、極低
炭素化した鋼にＴｉ、ＮｂならびにＶなどの炭窒化物形
成元素を添加し、さらに、強化元素としてＰ、Ｍｎを添
加した高張力鋼板も含めてその製造方法を詳細に検討し
た。その結果、Ｃを原子モル量で炭窒化物形成元素必要
量より多く含む鋼を通常の熱間圧延により熱延鋼帯と
し、酸洗後、圧下率５０％以上で冷延し、十分な再結晶
温度で焼鈍を施した後、再び圧下率５０％以上で冷延
し、８００℃前後の再結晶焼鈍を施すことにより、３０
ＭＰａ以上のＢＨ性と２．２以上のランクフォード値を
兼ね備えた鋼板が得られることを見出した。
【０００６】この知見を得た実験について以下に記す。
【０００７】Ｃ；０．００４０ｗｔ％、（以下単に％と
示す）、Ｎｂ；０．０２５％、Ｍｎ；０．５％、Ｓｉ；
０．０２％、Ｐ；０．０６％、Ｓ；０．００６％、Ａ
ｌ；０．０３％、Ｎ；０．００１８％を含有する鋼を、
６．０ｍｍ厚まで熱間圧延後、種々の冷間圧延率で圧延
し、これを７７５℃で連続焼鈍、あるいは６８０℃で１
２時間の箱焼鈍を施し、均一な再結晶粒を生成させたの
ち、再び冷間圧延を行った。これを８００℃で１分均熱
する連続焼鈍サイクルで焼鈍し、ついで圧下率０．８％
の調質圧延を施した後、ＪＩＳ５号試験片として引張試
験を行い、その材質を調査した。なお、ＢＨ性の評価は
２％予歪みを与えた後１７０℃で２０分の焼付工程相当
の時効処理による降伏点の上昇量を測定することで評価
した。
示す）、Ｎｂ；０．０２５％、Ｍｎ；０．５％、Ｓｉ；
０．０２％、Ｐ；０．０６％、Ｓ；０．００６％、Ａ
ｌ；０．０３％、Ｎ；０．００１８％を含有する鋼を、
６．０ｍｍ厚まで熱間圧延後、種々の冷間圧延率で圧延
し、これを７７５℃で連続焼鈍、あるいは６８０℃で１
２時間の箱焼鈍を施し、均一な再結晶粒を生成させたの
ち、再び冷間圧延を行った。これを８００℃で１分均熱
する連続焼鈍サイクルで焼鈍し、ついで圧下率０．８％
の調質圧延を施した後、ＪＩＳ５号試験片として引張試
験を行い、その材質を調査した。なお、ＢＨ性の評価は
２％予歪みを与えた後１７０℃で２０分の焼付工程相当
の時効処理による降伏点の上昇量を測定することで評価
した。
【０００８】図１に、冷延焼鈍後の再冷延率（以後、２
次冷延率と称す）７０％における１回目の冷延率（以
後、１次冷延率と称す）とｒ値およびＢＨ性の関係を示
す。１次冷延率が０％の従来法と比較し、本法では１次
冷延率５０％以上の範囲でｒ値の著しい向上が見られ
る。このとき、ＢＨ性は冷延率によらず安定している。
また、図２に１次冷延率７０％における２次冷延率とｒ
値およびＢＨ性の関係を示す。２次冷延率が０％すなわ
ち従来法と比較し、本法ではやはり冷延率５０％以上の
範囲でｒ値の向上が著しい。このｒ値の向上する理由に
ついて、必ずしも明らかではないが以下のように推測さ
れる。１次冷延焼鈍は、鋼板に微細かつ均一な再結晶組
織を生じさせ、しかも深絞り性に有効な集合組織の形成
を阻害する微細な炭窒化物を成長、消失させる。そのた
め２次冷延焼鈍時の深絞り性に有効な集合組織を発達さ
せる密度が増加したためと考えられる。一方、１次冷延
率が小さい４０％以下においてｒ値が向上しないのは、
１回目の焼鈍後の組織を観察したところ均一な再結晶組
織が形成されてなく、２次冷延焼鈍しても、深絞り性に
有利な再結晶集合組織が得られなかったためと考えられ
る。また、２次冷延率が４０％以下の場合にも同様であ
ると考えられる。また、ＢＨ性は１次および２次冷延率
に依存せず安定して得られていることがわかる。この原
因について、１次冷延焼鈍によって粗大な析出物が生成
したため、冷却時の再析出サイト密度が低く、焼鈍後に
安定した固溶Ｃが残りやすくなったためと考えられる。
次冷延率と称す）７０％における１回目の冷延率（以
後、１次冷延率と称す）とｒ値およびＢＨ性の関係を示
す。１次冷延率が０％の従来法と比較し、本法では１次
冷延率５０％以上の範囲でｒ値の著しい向上が見られ
る。このとき、ＢＨ性は冷延率によらず安定している。
また、図２に１次冷延率７０％における２次冷延率とｒ
値およびＢＨ性の関係を示す。２次冷延率が０％すなわ
ち従来法と比較し、本法ではやはり冷延率５０％以上の
範囲でｒ値の向上が著しい。このｒ値の向上する理由に
ついて、必ずしも明らかではないが以下のように推測さ
れる。１次冷延焼鈍は、鋼板に微細かつ均一な再結晶組
織を生じさせ、しかも深絞り性に有効な集合組織の形成
を阻害する微細な炭窒化物を成長、消失させる。そのた
め２次冷延焼鈍時の深絞り性に有効な集合組織を発達さ
せる密度が増加したためと考えられる。一方、１次冷延
率が小さい４０％以下においてｒ値が向上しないのは、
１回目の焼鈍後の組織を観察したところ均一な再結晶組
織が形成されてなく、２次冷延焼鈍しても、深絞り性に
有利な再結晶集合組織が得られなかったためと考えられ
る。また、２次冷延率が４０％以下の場合にも同様であ
ると考えられる。また、ＢＨ性は１次および２次冷延率
に依存せず安定して得られていることがわかる。この原
因について、１次冷延焼鈍によって粗大な析出物が生成
したため、冷却時の再析出サイト密度が低く、焼鈍後に
安定した固溶Ｃが残りやすくなったためと考えられる。
【０００９】以下にこの発明における成分組成範囲の限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
【００１０】Ｃ：０．００１〜０．０１％ Ｃは低い程延性および深絞り性を向上させるが、低すぎ
るとＢＨ性を得られないため、その下限は０．００１０
％となる。多量の固溶Ｃの存在は、プレス時においてス
トレッチャーストレインの発生など外観を損ねる原因と
なるため、後に述べるような炭窒化物形成元素を添加し
て固溶Ｃ量を適正化するが、Ｃ量が多いほど析出物も多
く、多量の析出物の存在は著しく延性を損ねる。そのた
め、Ｃ量の上限は０．０１％とする。
るとＢＨ性を得られないため、その下限は０．００１０
％となる。多量の固溶Ｃの存在は、プレス時においてス
トレッチャーストレインの発生など外観を損ねる原因と
なるため、後に述べるような炭窒化物形成元素を添加し
て固溶Ｃ量を適正化するが、Ｃ量が多いほど析出物も多
く、多量の析出物の存在は著しく延性を損ねる。そのた
め、Ｃ量の上限は０．０１％とする。
【００１１】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは、脱酸材として用いられ十分な脱酸を行うには
０．０１％以上が必要である。また、固溶しているＮを
ＡｌＮとして無害化する。しかし、多量の添加は鋼中の
介在物を増加させ、連続鋳造での生産性を低下させる原
因となり、また鋼の清浄度を落とし延性が劣化するなど
の問題が生じる。そのため鋼中Ａｌ量は０．１％以下と
する。
０．０１％以上が必要である。また、固溶しているＮを
ＡｌＮとして無害化する。しかし、多量の添加は鋼中の
介在物を増加させ、連続鋳造での生産性を低下させる原
因となり、また鋼の清浄度を落とし延性が劣化するなど
の問題が生じる。そのため鋼中Ａｌ量は０．１％以下と
する。
【００１２】Ｎ：０．００５％以下 鋼中の侵入型元素であるＮは、Ｃと同様ＢＨ性を発現す
る。しかし、室温での時効特性はＣに劣る。そのため、
本発明ではＡｌおよびＴｉなどの窒化物形成元素を添加
してＮを無害化する。なお、Ｎを過剰に含む場合、固定
するための合金添加量も多くコスト的に不利であり、ま
た多量の析出物の存在は延性を劣化する。そのため、Ｎ
量の上限を０．００５％とする。
る。しかし、室温での時効特性はＣに劣る。そのため、
本発明ではＡｌおよびＴｉなどの窒化物形成元素を添加
してＮを無害化する。なお、Ｎを過剰に含む場合、固定
するための合金添加量も多くコスト的に不利であり、ま
た多量の析出物の存在は延性を劣化する。そのため、Ｎ
量の上限を０．００５％とする。
【００１３】Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは炭窒化物の形成により鋼中のＣ、Ｎを
固定するために添加する。本発明では適量のＣを鋼中に
残すことで主たるＢＨ性を発現させるため、原子モル量
で（Ｃ＋Ｎ）量以上の添加はさける。すなわち、Ｔｉ、
Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下でかつ（Ｔｉ
／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１
４）＜１の範囲をその含有量とする。
固定するために添加する。本発明では適量のＣを鋼中に
残すことで主たるＢＨ性を発現させるため、原子モル量
で（Ｃ＋Ｎ）量以上の添加はさける。すなわち、Ｔｉ、
Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下でかつ（Ｔｉ
／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１
４）＜１の範囲をその含有量とする。
【００１４】上記の成分範囲を満たすことで、本製造法
により優れた深絞り性と焼付硬化性を確保できるが、さ
らに下記の元素を含有しても優れた特性が得られる。そ
れらを以下に述べる。
により優れた深絞り性と焼付硬化性を確保できるが、さ
らに下記の元素を含有しても優れた特性が得られる。そ
れらを以下に述べる。
【００１５】Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｍｎは成形性を損なわずに鋼板を高強度化する有効な元
素である。しかし、２．０％以上の添加は延性を極端に
下げるため、十分な成形性が得られず、また、０．０５
％以上含まない場合には、Ｓに起因する熱間割れを抑止
する効果が薄れる。したがって、その含有範囲は０．０
５〜２．０％が適正である。
素である。しかし、２．０％以上の添加は延性を極端に
下げるため、十分な成形性が得られず、また、０．０５
％以上含まない場合には、Ｓに起因する熱間割れを抑止
する効果が薄れる。したがって、その含有範囲は０．０
５〜２．０％が適正である。
【００１６】Ｓｉ：≦１．５％ ＳｉはＭｎと同様、延性を損なうことなく鋼板強度を上
昇させる有効な元素である。しかし、１．５％以上の添
加は延性を極端に下げるため、十分な成形性を確保でき
ない。そのため１．５％を上限とする。
昇させる有効な元素である。しかし、１．５％以上の添
加は延性を極端に下げるため、十分な成形性を確保でき
ない。そのため１．５％を上限とする。
【００１７】Ｐ≦０．１５％ ＰはＳｉ、Ｍｎと同様、鋼板強度を上昇させるのに有効
な元素であり、しかも添加量あたりの強度上昇量が大き
いため、低コストで高強度化できる元素である。しか
し、０．１５％を超える添加はプレス成形性を劣化さ
せ、また、粒界偏析により二次加工性を悪化させる。そ
のため上限は０．１５％とする。
な元素であり、しかも添加量あたりの強度上昇量が大き
いため、低コストで高強度化できる元素である。しか
し、０．１５％を超える添加はプレス成形性を劣化さ
せ、また、粒界偏析により二次加工性を悪化させる。そ
のため上限は０．１５％とする。
【００１８】Ｓ：≦０．０１５％ Ｓは熱間工程での割れを発生しやすいため、添加量は少
ないほど良いが、Ｓ含有量の低減は精錬コストを増大さ
せ、また生産性も阻害するなどの問題点がある。しかし
本法ではＭｎあるいはＴｉなどの硫化物形成元素が添加
されているため、Ｓは無害化されている。そのためＳ量
は０．０１５％まで許容される。
ないほど良いが、Ｓ含有量の低減は精錬コストを増大さ
せ、また生産性も阻害するなどの問題点がある。しかし
本法ではＭｎあるいはＴｉなどの硫化物形成元素が添加
されているため、Ｓは無害化されている。そのためＳ量
は０．０１５％まで許容される。
【００１９】Ｂ：≦０．００５％ 鋼中のＢはＮと強い親和力をもつため、鋼中の固溶Ｎを
固定する効果を有する。また、Ｂは粒界に偏析して粒界
強度を高め、Ｐが多量に含まれる鋼板などの２次加工性
を向上させる効果をもつ。但し、２次加工性への効果は
１５ｐｐｍ程度で飽和し、これ以上は成形性に悪影響を
及ぼす。そこで、Ｎを固定するＢ含有量も考慮し、上限
を０．００５％とする。
固定する効果を有する。また、Ｂは粒界に偏析して粒界
強度を高め、Ｐが多量に含まれる鋼板などの２次加工性
を向上させる効果をもつ。但し、２次加工性への効果は
１５ｐｐｍ程度で飽和し、これ以上は成形性に悪影響を
及ぼす。そこで、Ｎを固定するＢ含有量も考慮し、上限
を０．００５％とする。
【００２０】次に本発明鋼の製造条件について説明す
る。
る。
【００２１】熱延条件は、通常の熱延で構わず、後述す
る冷延焼鈍を２回するための条件と最終の製品厚から定
まる所定の厚みまで減ずればよい。
る冷延焼鈍を２回するための条件と最終の製品厚から定
まる所定の厚みまで減ずればよい。
【００２２】酸洗後の１次冷延率が５０％以下では、焼
鈍後に微細均一な再結晶組織が得られず、２回冷延焼鈍
時に良好な深絞り性が期待できない。したがって、その
下限を５０％とする。
鈍後に微細均一な再結晶組織が得られず、２回冷延焼鈍
時に良好な深絞り性が期待できない。したがって、その
下限を５０％とする。
【００２３】１回目の焼鈍温度（以後、中間焼鈍温度と
称す）は、均一な再結晶粒が生成すれば良いので、再結
晶温度以上であればよい。なお、焼鈍方式は連続焼鈍方
式よりも箱焼鈍方式で本発明の効果が十分に得られる。
理由として、箱焼鈍方式は長時間加熱保定されるため、
熱延時の微細で密度の高い析出物は消失あるいは成長
し、粗大で低密度の析出物になる。これにより、深絞り
性に有利な集合組織形成を阻害する微細析出物が減少す
るため、深絞り性が向上することと、さらに、ＢＨ性に
関しては２回目の冷延後の焼鈍温度が高く炭化物が再溶
解しても、再析出サイトの密度が減少しているため安定
したＢＨ性が得られるためと推測している。
称す）は、均一な再結晶粒が生成すれば良いので、再結
晶温度以上であればよい。なお、焼鈍方式は連続焼鈍方
式よりも箱焼鈍方式で本発明の効果が十分に得られる。
理由として、箱焼鈍方式は長時間加熱保定されるため、
熱延時の微細で密度の高い析出物は消失あるいは成長
し、粗大で低密度の析出物になる。これにより、深絞り
性に有利な集合組織形成を阻害する微細析出物が減少す
るため、深絞り性が向上することと、さらに、ＢＨ性に
関しては２回目の冷延後の焼鈍温度が高く炭化物が再溶
解しても、再析出サイトの密度が減少しているため安定
したＢＨ性が得られるためと推測している。
【００２４】２次冷延率が高いほど深絞り性が向上する
が、低圧下率では１回目の冷延と同様均一な再結晶組織
が得らず、深絞り性は向上しない。そこで２次冷延率は
５０％以上とする。
が、低圧下率では１回目の冷延と同様均一な再結晶組織
が得らず、深絞り性は向上しない。そこで２次冷延率は
５０％以上とする。
【００２５】２回目の焼鈍温度（以後、最終焼鈍温度と
称す）は、本発明では過剰な固溶Ｃを利用してＢＨ性を
得るため、高温焼鈍により炭化物を溶解させる必要がな
く、再結晶温度以上で十分である。
称す）は、本発明では過剰な固溶Ｃを利用してＢＨ性を
得るため、高温焼鈍により炭化物を溶解させる必要がな
く、再結晶温度以上で十分である。
【００２６】調圧率は通常の範囲で構わず、０．５〜
３．０％でよい。
３．０％でよい。
【００２７】
【実施例】表１に示す組成の鋼を転炉−脱ガス法で溶製
し、連続鋳造法にてスラブとし、ついで通常の熱間圧延
を施し６．０ｍｍの板とし酸洗した後、表２に示す条件
で、２回冷延焼鈍を行い、板厚０．７ｍｍとした鋼板に
圧下率０．７％〜１．５％で調質圧延を施した。得られ
た鋼板をＪＩＳ５号試験片に加工し、該試験片の機械的
性質について調べた結果を表２に示す。なおＢＨ性は前
述の通り２％予歪み後、１７０℃で２０分焼付相当処理
後の降伏点の上昇量で評価した。
し、連続鋳造法にてスラブとし、ついで通常の熱間圧延
を施し６．０ｍｍの板とし酸洗した後、表２に示す条件
で、２回冷延焼鈍を行い、板厚０．７ｍｍとした鋼板に
圧下率０．７％〜１．５％で調質圧延を施した。得られ
た鋼板をＪＩＳ５号試験片に加工し、該試験片の機械的
性質について調べた結果を表２に示す。なおＢＨ性は前
述の通り２％予歪み後、１７０℃で２０分焼付相当処理
後の降伏点の上昇量で評価した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】 表２より、発明鋼（Ａ〜Ｆ）では強度ＴＳが３００〜４
５０ＭＰａの範囲において形状凍結性に優れるＹＳ≦２
５０ＭＰａを満足し、かつｒ値＞２．２の深絞り性を得
ているにも関わらず、３０〜５０ＭＰａのＢＨ性を熱延
および焼鈍条件に関わらず安定して得られていることが
わかる。しかし、Ｃ量が適合範囲外の比較鋼Ｇ、Ｈ、及
びＴｉ量が適合範囲外の比較鋼Ｉ、及びＣ、Ｎ量と炭化
物形成元素の原子モル比が適合範囲外の比較鋼Ｊでは、
適正範囲内のＢＨ性が得られていない。また、製造条件
の影響を見ると１次冷延率の低い比較鋼Ｋ、及び２次冷
延率の低い比較鋼Ｌにおいては、適度なＢＨ性は得られ
ているものの、深絞り性に劣る。
５０ＭＰａの範囲において形状凍結性に優れるＹＳ≦２
５０ＭＰａを満足し、かつｒ値＞２．２の深絞り性を得
ているにも関わらず、３０〜５０ＭＰａのＢＨ性を熱延
および焼鈍条件に関わらず安定して得られていることが
わかる。しかし、Ｃ量が適合範囲外の比較鋼Ｇ、Ｈ、及
びＴｉ量が適合範囲外の比較鋼Ｉ、及びＣ、Ｎ量と炭化
物形成元素の原子モル比が適合範囲外の比較鋼Ｊでは、
適正範囲内のＢＨ性が得られていない。また、製造条件
の影響を見ると１次冷延率の低い比較鋼Ｋ、及び２次冷
延率の低い比較鋼Ｌにおいては、適度なＢＨ性は得られ
ているものの、深絞り性に劣る。
【００３０】
【発明の効果】この発明によれば、製鋼、熱延、焼鈍の
制約条件の影響を受けにくく、安定した焼付硬化性を有
し、かつ一体成形化を可能とする超深絞り用鋼板が製造
できる。
制約条件の影響を受けにくく、安定した焼付硬化性を有
し、かつ一体成形化を可能とする超深絞り用鋼板が製造
できる。
【図１】ｒ値およびＢＨ性に及ぼす１次冷延率の影響を
示す図である。
示す図である。
【図２】ｒ値およびＢＨ性に及ぼす２次冷延率の影響を
示す図である。
示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比にて Ｃ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％ Ａｌ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％ Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下 さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を０．０５％以下
でかつ （Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）／（Ｃ／１２＋
Ｎ／１４）＜１ の範囲で含有する鋼片を、通常の熱間圧延後、熱延鋼帯
とし酸洗した後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、
再結晶温度以上で焼鈍し、再び圧下率５０％以上で冷間
圧延を行った後、再結晶温度以上で焼鈍を行い、調質圧
延を施すことを特徴とする焼付硬化性に優れる超深絞り
用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24173097A JP3911075B2 (ja) | 1997-08-25 | 1997-08-25 | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24173097A JP3911075B2 (ja) | 1997-08-25 | 1997-08-25 | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161274A true JPH1161274A (ja) | 1999-03-05 |
| JP3911075B2 JP3911075B2 (ja) | 2007-05-09 |
Family
ID=17078692
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24173097A Expired - Fee Related JP3911075B2 (ja) | 1997-08-25 | 1997-08-25 | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3911075B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102172813A (zh) * | 2011-01-08 | 2011-09-07 | 中国科学院等离子体物理研究所 | 一种中心冷却管用钢带制造方法和冷却管绕制方法 |
| CN102304665A (zh) * | 2011-09-21 | 2012-01-04 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
| CN102605250A (zh) * | 2012-03-27 | 2012-07-25 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
-
1997
- 1997-08-25 JP JP24173097A patent/JP3911075B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102172813A (zh) * | 2011-01-08 | 2011-09-07 | 中国科学院等离子体物理研究所 | 一种中心冷却管用钢带制造方法和冷却管绕制方法 |
| CN102304665A (zh) * | 2011-09-21 | 2012-01-04 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
| CN102605250A (zh) * | 2012-03-27 | 2012-07-25 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3911075B2 (ja) | 2007-05-09 |
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