JPS60103128A - 複合組織冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
複合組織冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS60103128A JPS60103128A JP21224083A JP21224083A JPS60103128A JP S60103128 A JPS60103128 A JP S60103128A JP 21224083 A JP21224083 A JP 21224083A JP 21224083 A JP21224083 A JP 21224083A JP S60103128 A JPS60103128 A JP S60103128A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は自動車外板等の如く優れた深絞シ性が要求さ
れる部品に適用される冷延鋼板の製造力比＋ｒｒ ＭＦ
Ｉ Ｉ 肋Ｗ惚ム加迄ル右手ス進坊り田冷６正硼板の製
造方法に関するものである。
れる部品に適用される冷延鋼板の製造力比＋ｒｒ ＭＦ
Ｉ Ｉ 肋Ｗ惚ム加迄ル右手ス進坊り田冷６正硼板の製
造方法に関するものである。
近年、自動車の車体の軽量化および安全性向上を目的と
して、自動車用鋼板の高強度化が急速に進行している。
して、自動車用鋼板の高強度化が急速に進行している。
自動車用鋼板の高強度化は、当初は成形性がさほど要求
されない部品から開始されたが、最近では軟鋼板でさえ
も成形が困難な外板等にも高強度化の要請が強まってい
る。
されない部品から開始されたが、最近では軟鋼板でさえ
も成形が困難な外板等にも高強度化の要請が強まってい
る。
従来、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板としては、
次のような鋼板が知られている。
次のような鋼板が知られている。
（１）低炭素アルミキルド鋼にＰを添加した、いわゆる
リフオス鋼。
リフオス鋼。
（２）極低炭素鋼にＴ１もしくはＮｂを添加した超深絞
、り性軟鋼板にＰ 、 Ｓｉ等の固溶強化元素を添加し
ノこ も の 。
、り性軟鋼板にＰ 、 Ｓｉ等の固溶強化元素を添加し
ノこ も の 。
（３）低炭素アルミキルド鋼にＭｎ 、 Ｃｒ等を多量
に添加し、かつフェライト（α）とオーステナイト（ｒ
）の２相共存域から急冷焼鈍を行うことによってフェラ
イトとマルテンサイトの２相組織とした複合組織鋼板。
に添加し、かつフェライト（α）とオーステナイト（ｒ
）の２相共存域から急冷焼鈍を行うことによってフェラ
イトとマルテンサイトの２相組織とした複合組織鋼板。
上述のような３種の鋼板のうち（１）の鋼板は軟鋼板と
同等かまたはそれ以」二のランクツ２−ド値（ｒ値）を
有し、深絞り性に優れているが、降び比（降伏強度／引
張強度）が高いため自動車外板への全面的な適用は困難
である。まプζ（１）の鋼板の場合、連続・ハｎ鈍法で
は充分な特性が得られないという致命的な欠点がある。
同等かまたはそれ以」二のランクツ２−ド値（ｒ値）を
有し、深絞り性に優れているが、降び比（降伏強度／引
張強度）が高いため自動車外板への全面的な適用は困難
である。まプζ（１）の鋼板の場合、連続・ハｎ鈍法で
は充分な特性が得られないという致命的な欠点がある。
−力（２）の鋼板の場合、高いｒ値、低い降伏比、優れ
た延性を有し、かつ連続焼鈍法で製造できるが、鋼コス
トが高い欠点があり、また強度を引張り強さで４０ ｋ
ｇｆ／ｉｎｉ以−ヒとするためにＰ 、 Ｓｉ等を多量
に添加すれば脆性が急激に低下するという欠点がある。
た延性を有し、かつ連続焼鈍法で製造できるが、鋼コス
トが高い欠点があり、また強度を引張り強さで４０ ｋ
ｇｆ／ｉｎｉ以−ヒとするためにＰ 、 Ｓｉ等を多量
に添加すれば脆性が急激に低下するという欠点がある。
−力（３）の複合組織鋼板は、極めて低い降伏比、優れ
た延性を有し、かつ高い焼付硬化性（Ｂ Ｈ）を有する
ため、自動車として好適である。しかしながら（３）の
鋼板目１、合金元素を多量に必要とするため鋼コストが
高く、またｒ値が１程度と低いだめ深絞り性が要求され
る部品には適用困難であるという欠点がある。
た延性を有し、かつ高い焼付硬化性（Ｂ Ｈ）を有する
ため、自動車として好適である。しかしながら（３）の
鋼板目１、合金元素を多量に必要とするため鋼コストが
高く、またｒ値が１程度と低いだめ深絞り性が要求され
る部品には適用困難であるという欠点がある。
この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、合金添
加量が少ない低コスト鋼であって、しかも連続焼鈍法で
製造でき、かつｒ値が高く深絞り性に（愛れた、自動車
用外板に最適な複合組織高強度冷延１ｊ岡板を製、２す
る方法を提供することを目的とするものである。
加量が少ない低コスト鋼であって、しかも連続焼鈍法で
製造でき、かつｒ値が高く深絞り性に（愛れた、自動車
用外板に最適な複合組織高強度冷延１ｊ岡板を製、２す
る方法を提供することを目的とするものである。
本発明者１１ｆは上述の１−１的を達成するべく種々実
験・検討を重オフだ結果、鋼中Ｃ含有量が０．００５φ
以下の極低炭素鋼に５１Ｊ−いて微計のＮｂ 、 Ｂ
、 Ｔｉを特定面χ凹円で複合添加し、かつ熱間圧延お
よびｒ′命令間延後の連続焼鈍においてα−γ共存域で
の１句熱および急冷を施すことによって、ｒ値が高い深
絞り性の優れた冷延鋼板が得られることを見出し、この
発明をなすに・１−２つだ。
験・検討を重オフだ結果、鋼中Ｃ含有量が０．００５φ
以下の極低炭素鋼に５１Ｊ−いて微計のＮｂ 、 Ｂ
、 Ｔｉを特定面χ凹円で複合添加し、かつ熱間圧延お
よびｒ′命令間延後の連続焼鈍においてα−γ共存域で
の１句熱および急冷を施すことによって、ｒ値が高い深
絞り性の優れた冷延鋼板が得られることを見出し、この
発明をなすに・１−２つだ。
ここでこの発明の基礎となった実験結果を記す。
すなわち本発明者等は、０． ＯＯ４襲Ｃ−０，０４％
Ａ（？鋼を基本組成とし、これにＢを添加した鋼（Ａ、
１Ｉｌ１１）：ｌ？よびＢ 、 Ｔｉ 、 ＮＩＩを複
合添加した鋼（Ｂ鋼）を熱間圧延および〆令聞圧延し、
連続焼鈍ラインで８５０〜９８０℃の範囲で温度を変え
て均熱し、引続いて４００℃まで３０ ”０７秒で急冷
処理して引張試験を施した。なお調Ｊｔ４ｊ圧延は行な
わなかった。
Ａ（？鋼を基本組成とし、これにＢを添加した鋼（Ａ、
１Ｉｌ１１）：ｌ？よびＢ 、 Ｔｉ 、 ＮＩＩを複
合添加した鋼（Ｂ鋼）を熱間圧延および〆令聞圧延し、
連続焼鈍ラインで８５０〜９８０℃の範囲で温度を変え
て均熱し、引続いて４００℃まで３０ ”０７秒で急冷
処理して引張試験を施した。なお調Ｊｔ４ｊ圧延は行な
わなかった。
この引張試験により７１Ｊら九た引張強さＴＳ、平均ラ
ンクフォード値（７値）および降伏比（ＹＩえ一降伏強
さＹＳ／引張強さＴＳ）を、連続焼鈍における均熱温度
と対応して第１図に示す。
ンクフォード値（７値）および降伏比（ＹＩえ一降伏強
さＹＳ／引張強さＴＳ）を、連続焼鈍における均熱温度
と対応して第１図に示す。
第１図から明らかなように、Ｔｉ 、 Ｎｌ） 、 Ｂ
を同時に複合添加した鋼Ｂにあっては、Ｔ３を単独で添
加した鋼Ａと異なり、８９０〜ＡＣ６点（９５０℃前後
）の間のα−ｒ共存域で均熱処理することによって降伏
比Ｙ Ｒが急激に低下するとともにｖ呟が急激に高くな
り、しかも引張り強さＴＳが高くなることが判明した。
を同時に複合添加した鋼Ｂにあっては、Ｔ３を単独で添
加した鋼Ａと異なり、８９０〜ＡＣ６点（９５０℃前後
）の間のα−ｒ共存域で均熱処理することによって降伏
比Ｙ Ｒが急激に低下するとともにｖ呟が急激に高くな
り、しかも引張り強さＴＳが高くなることが判明した。
一方Ａ ｃ ５点以上の全ｒ領域で均熱処理した場合に
はいずれの鋼種でも１１直が急激に低下した。
はいずれの鋼種でも１１直が急激に低下した。
なお上述のように低降伏比、高ン値となった、８９０−
Ａ、ｃ３点間で均熱処理したＴｉ 、 Ｎｂ 、 Ｂ複
合添加鋼板の組織を調べたところ、転位密度の極めて低
いα相と、転位が局在した第２相とからなる複合組織と
なっていることが判明した。この組織は従来のフェライ
ト相とマルテンサイト相とからなる複合組織鋼とは異な
るものである。
Ａ、ｃ３点間で均熱処理したＴｉ 、 Ｎｂ 、 Ｂ複
合添加鋼板の組織を調べたところ、転位密度の極めて低
いα相と、転位が局在した第２相とからなる複合組織と
なっていることが判明した。この組織は従来のフェライ
ト相とマルテンサイト相とからなる複合組織鋼とは異な
るものである。
を屯ねた結果、本′）１−間者等は次のように素材成分
と、製造工程条件、特に冷間圧延後の連続焼鈍条件を規
定することによって、深絞り成形性に優れた１複合組織
高強度（ン延鋼板を製造することが可能となったのであ
る。
と、製造工程条件、特に冷間圧延後の連続焼鈍条件を規
定することによって、深絞り成形性に優れた１複合組織
高強度（ン延鋼板を製造することが可能となったのであ
る。
すなわちこの発明の腹合組織冷延鋼板の製造方法は、Ｃ
０００５係以下、Ｓｉ１．２％以下、Ｍｎ１２％以下、
Ｐ Ｏ，１５％以下、Ａ１０．００５〜００８０％、Ｎ
１１０． ＯＯ２〜００２５％、ＢＯ，ＯＯ０５〜０．
０ （１８０係を含有し、かつＴ１をＴ１（多）／（ｓ
（％） −＋−Ｎ （％））の値が１〜５の範囲内とな
るように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋼を累月とし、その鋼索材に熱間圧延および冷間圧
延を施した後、α＋γの２相域已度において均熱しかつ
その均熱温度から６００℃までの温度範囲を５■以上の
平均？徐動速度で冷却する条件で、連続焼鈍を行なうこ
とを特徴とするものである。
０００５係以下、Ｓｉ１．２％以下、Ｍｎ１２％以下、
Ｐ Ｏ，１５％以下、Ａ１０．００５〜００８０％、Ｎ
１１０． ＯＯ２〜００２５％、ＢＯ，ＯＯ０５〜０．
０ （１８０係を含有し、かつＴ１をＴ１（多）／（ｓ
（％） −＋−Ｎ （％））の値が１〜５の範囲内とな
るように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋼を累月とし、その鋼索材に熱間圧延および冷間圧
延を施した後、α＋γの２相域已度において均熱しかつ
その均熱温度から６００℃までの温度範囲を５■以上の
平均？徐動速度で冷却する条件で、連続焼鈍を行なうこ
とを特徴とするものである。
以下この発明の方法についてさらに具体的に説明する。
先ず素材鋼成分の限定理由について説明する。
Ｃ： この発明において鋼素材中のＣ量は極めて重要な
因子である。すなわち、Ｃ量がＯ，ＯＯ５％を越える鋼
では、微量のＴｉ、Ｎｂ、Ｂを添加しても複１合組織と
ならず、深絞り性の指標となるｉ値が急激に劣化し、ま
た延性への悪影響も大きくなる。
因子である。すなわち、Ｃ量がＯ，ＯＯ５％を越える鋼
では、微量のＴｉ、Ｎｂ、Ｂを添加しても複１合組織と
ならず、深絞り性の指標となるｉ値が急激に劣化し、ま
た延性への悪影響も大きくなる。
したがってＣ量は０．００５％以下に規制する必要があ
る。
る。
Ｓ ｉ 、 Ｍ＋＋ 、 Ｐ ： これらの元素はそれ
ぞれＳｉ１２％以下、Ｍｎ １．２％以下、Ｐｏ、１５
％以下であれば、深絞り性、延性への悪影響が小さく、
高強度化に有効に作用する。しかしながら上記各範囲を
越えて含有させれば材質の劣化が顕著になるのみならず
、鋼コストをいたずらに増加させるから無益である。し
だがってＳｉ１．２％以下、Ｍｎ １．２チ以下、Ｐｏ
、１５％以下に限定した。なおこれらの下限は特に定め
ないが、通常はＳｉ０．Ｏ０５係、Ｍｎ ０．０１％、
Ｐ ０．００５ ％程度以上含有される。
ぞれＳｉ１２％以下、Ｍｎ １．２％以下、Ｐｏ、１５
％以下であれば、深絞り性、延性への悪影響が小さく、
高強度化に有効に作用する。しかしながら上記各範囲を
越えて含有させれば材質の劣化が顕著になるのみならず
、鋼コストをいたずらに増加させるから無益である。し
だがってＳｉ１．２％以下、Ｍｎ １．２チ以下、Ｐｏ
、１５％以下に限定した。なおこれらの下限は特に定め
ないが、通常はＳｉ０．Ｏ０５係、Ｍｎ ０．０１％、
Ｐ ０．００５ ％程度以上含有される。
Ａｌ：Ａｌは脱酸効果を有し、かつＮ ｆ：ＡｌＮとし
て析出固定させるに有効であるから、０００５％以上含
有させる必要があるが、０．０８０％を越えて添加すれ
ば非金属介在物の急激な増加をもたらし、鋼板の表面性
状を劣化させるから、Ａｌは０、０ Ｏ５〜０．０８’
Ｏ％の範囲とする必要がある。
て析出固定させるに有効であるから、０００５％以上含
有させる必要があるが、０．０８０％を越えて添加すれ
ば非金属介在物の急激な増加をもたらし、鋼板の表面性
状を劣化させるから、Ａｌは０、０ Ｏ５〜０．０８’
Ｏ％の範囲とする必要がある。
Ｎｂ ｒ Ｂ ＋ Ｔｉ ： この発明においてはこれ
ら３元素の複合添加が極めて重要である。これらの元素
を単独もしくは複合して添加することによりｈ延鋼板の
深絞シ性が向上すること自体は良く知られている。この
効果は主として鋼中のｃ６るいはＮを炭窒化物として析
出固定することによシ冷延再結晶過程の（１１１１集合
組織の発達を促進することにある。しかしながら従来間
らかにされている技術は、複合組織を有する高強度冷延
鋼板についてのものではない。゛またこれらの元素のう
ちＢは鋼の焼入性を向上させる元素として知られている
が、第１図で示したように極低炭素鋼においてＢを単独
添加した場合には複合組織とならないことが本発明者等
の実験によシ判明している。これに対しこの発明におい
ては、Ｃ０，００５％以下の極低炭素鋼にＮｂ 、 Ｂ
、 Ｔｉをそれぞれ適正範囲の微少量で複合添加する
ことによって、深絞シ性に優れた複合組織が得られると
いう、これまでに知られていなかったＮｂ 、 Ｂ 、
Ｔｉの複合添加効果を見出したのであυ、このような
複合添加効果は、従来公知のＮｂ等の炭窒化物形成元素
の効果やＢの焼入性向上効果とは全く異質なものである
。。
ら３元素の複合添加が極めて重要である。これらの元素
を単独もしくは複合して添加することによりｈ延鋼板の
深絞シ性が向上すること自体は良く知られている。この
効果は主として鋼中のｃ６るいはＮを炭窒化物として析
出固定することによシ冷延再結晶過程の（１１１１集合
組織の発達を促進することにある。しかしながら従来間
らかにされている技術は、複合組織を有する高強度冷延
鋼板についてのものではない。゛またこれらの元素のう
ちＢは鋼の焼入性を向上させる元素として知られている
が、第１図で示したように極低炭素鋼においてＢを単独
添加した場合には複合組織とならないことが本発明者等
の実験によシ判明している。これに対しこの発明におい
ては、Ｃ０，００５％以下の極低炭素鋼にＮｂ 、 Ｂ
、 Ｔｉをそれぞれ適正範囲の微少量で複合添加する
ことによって、深絞シ性に優れた複合組織が得られると
いう、これまでに知られていなかったＮｂ 、 Ｂ 、
Ｔｉの複合添加効果を見出したのであυ、このような
複合添加効果は、従来公知のＮｂ等の炭窒化物形成元素
の効果やＢの焼入性向上効果とは全く異質なものである
。。
Ｎｂ 、 Ｂ 、 Ｔｉの複合添加により複合組織でし
かも高ｒ値の得られる各成分範囲は、Ｎｂは０．００２
〜０．’０２５％、ＢＩ′ｉ０．０００５〜０．００８
０％、１皿はｌ×（Ｓ（％）十Ｎ（％））以上、５×（
Ｓ（％）十Ｎ（％））の範囲内である。これより低い量
でも、また高い量でも上述の効果は得られず、また単独
添加もしくは２種のみの添加でも上述の効果は得られな
い。このようなＮｂ 、 Ｔｉ 、 Ｂの複合添加によ
って高ｒ値の複合組織が得られる金属学的機構は未だ明
確となっていない。但し、Ｎｂ 、 Ｔｉ 、 Ｈの量
が鋼中Ｃ，Ｎを充分に析出固定し得るほどの量ではない
こと、またα−γ共存域均熱でｒ相を安定化し得る添加
量とは考えにくいところから、従来から知られているこ
れらの元素の添加効果では説明困難であることは明らか
である。
かも高ｒ値の得られる各成分範囲は、Ｎｂは０．００２
〜０．’０２５％、ＢＩ′ｉ０．０００５〜０．００８
０％、１皿はｌ×（Ｓ（％）十Ｎ（％））以上、５×（
Ｓ（％）十Ｎ（％））の範囲内である。これより低い量
でも、また高い量でも上述の効果は得られず、また単独
添加もしくは２種のみの添加でも上述の効果は得られな
い。このようなＮｂ 、 Ｔｉ 、 Ｂの複合添加によ
って高ｒ値の複合組織が得られる金属学的機構は未だ明
確となっていない。但し、Ｎｂ 、 Ｔｉ 、 Ｈの量
が鋼中Ｃ，Ｎを充分に析出固定し得るほどの量ではない
こと、またα−γ共存域均熱でｒ相を安定化し得る添加
量とは考えにくいところから、従来から知られているこ
れらの元素の添加効果では説明困難であることは明らか
である。
次にこの発明の冷延鋼板製造方法の各工程について説明
する。
する。
先ず前述のような成分を有する鋼を得るだめの溶製法に
ついては、転炉製鋼法等、任意の製鋼法を適用できるが
、この発明で対象とするような極低炭素鋼の溶製には、
脱ガス装置による脱炭が有効である。また鋼片製造法は
、連続鋳造法、分塊圧延法のいずれでも良い。
ついては、転炉製鋼法等、任意の製鋼法を適用できるが
、この発明で対象とするような極低炭素鋼の溶製には、
脱ガス装置による脱炭が有効である。また鋼片製造法は
、連続鋳造法、分塊圧延法のいずれでも良い。
鋼片に対する熱間圧延は常法に従って行えば良い。すな
わち、鋼片を７００〜１３００℃に加熱均熱し、通常の
熱間圧延装置で熱間圧延し、巻取れば良い。ここで熱延
仕上温度、巻取温度は任意であるが、仕上温度について
は７００〜９００℃、巻取温度は７００℃以下が好適で
ある。また加熱炉を使用せずに連続鋳造された鋼片もし
くはシートバーを直接熱間圧延する方法も適用できる。
わち、鋼片を７００〜１３００℃に加熱均熱し、通常の
熱間圧延装置で熱間圧延し、巻取れば良い。ここで熱延
仕上温度、巻取温度は任意であるが、仕上温度について
は７００〜９００℃、巻取温度は７００℃以下が好適で
ある。また加熱炉を使用せずに連続鋳造された鋼片もし
くはシートバーを直接熱間圧延する方法も適用できる。
上述のようにして熱間圧延した熱延鋼板は、必要に応じ
て酸洗した後、冷間圧延に付す。冷間圧延方法は任意で
良いが、圧下率はｒ値向上のためには５０％以上が有利
である。
て酸洗した後、冷間圧延に付す。冷間圧延方法は任意で
良いが、圧下率はｒ値向上のためには５０％以上が有利
である。
冷間圧延により得られた冷延鋼板には連続焼鈍を施す。
この発明の方法においては連続焼鈍工程における均熱条
件および均熱後の冷却条件が極めて重要である。均熱条
件としては、均熱６′、；’を度がα−γ共存域である
必要がある。その具体的Ｙ！＋Ｌ度ｊ１１α囲は成分に
よって若干異なるが、通常ｔま８００〜９５０℃程度の
範囲である。均熱温度がα−γ共存域から逸脱すれば、
この発明の目的とする深絞シ性の便れた複合組織を得る
ことができない。なおα−γ共存域における均熱時間は
２秒〜２分程度が好適である。一方、均熱直後の冷却条
件は、均熱温度から６００℃までを平均冷却速度５°Ｑ
秒以上で急冷することが必要である。平均ｉ＋却速度が
５°い少未満の場合には、この発明で目的とする複合組
織が得られない。また５°Ｑ秒以上の？り却速度による
冷却を６００ ’Ｃよシも高い温度で終了させた場合に
も同様に複合組織が得られない。なお上述のような均熱
条件および冷却条件が確保されるならば、連続焼鈍炉の
種類、型式は任意でよく、１／こ連続溶融亜鉛メッキな
と、連続焼鈍後に溶融金属メッキを施すラインにも適用
できることはもちろんである。 − 次にこの発り」の実施例を比較例とともに記す。
件および均熱後の冷却条件が極めて重要である。均熱条
件としては、均熱６′、；’を度がα−γ共存域である
必要がある。その具体的Ｙ！＋Ｌ度ｊ１１α囲は成分に
よって若干異なるが、通常ｔま８００〜９５０℃程度の
範囲である。均熱温度がα−γ共存域から逸脱すれば、
この発明の目的とする深絞シ性の便れた複合組織を得る
ことができない。なおα−γ共存域における均熱時間は
２秒〜２分程度が好適である。一方、均熱直後の冷却条
件は、均熱温度から６００℃までを平均冷却速度５°Ｑ
秒以上で急冷することが必要である。平均ｉ＋却速度が
５°い少未満の場合には、この発明で目的とする複合組
織が得られない。また５°Ｑ秒以上の？り却速度による
冷却を６００ ’Ｃよシも高い温度で終了させた場合に
も同様に複合組織が得られない。なお上述のような均熱
条件および冷却条件が確保されるならば、連続焼鈍炉の
種類、型式は任意でよく、１／こ連続溶融亜鉛メッキな
と、連続焼鈍後に溶融金属メッキを施すラインにも適用
できることはもちろんである。 − 次にこの発り」の実施例を比較例とともに記す。
第１表の試別、７１！、、 、１．：、 ｒ〜１３に示
す組成の鋼を転炉ふ・よびＲＩｆ脱ガス装置によって溶
製し、連続鋳造によって２６０ ｎｕｎ厚の鋳片をイ４
）だ。各鋳片を１１５０〜１２２０℃に加熱して、仕上
温度８６０〜９００℃、巻取温度５００〜６８０℃で熱
間圧延し、さらにその熱延鋼板を圧下率７０〜７５）俤
で冷間圧延し、板厚０．７〜０８覗の冷延鋼（ｉ：；と
した。引続き均熱温度８８０〜９２０℃、均熱時間５〜
１００秒、６００℃捷での冷却速度３〜１２０°Ｑ秒で
連続焼鈍した。各試料鋼についての具体的熱延・ｈ９Ａ
−条件および連続焼鈍条件を第２表に示す。また上述の
ように連続焼鈍した各冷延鋼帯について、ＪｉＳ Ｓ号
試験片を切出して機械的性質を調べた結果全第１３表に
示す。
す組成の鋼を転炉ふ・よびＲＩｆ脱ガス装置によって溶
製し、連続鋳造によって２６０ ｎｕｎ厚の鋳片をイ４
）だ。各鋳片を１１５０〜１２２０℃に加熱して、仕上
温度８６０〜９００℃、巻取温度５００〜６８０℃で熱
間圧延し、さらにその熱延鋼板を圧下率７０〜７５）俤
で冷間圧延し、板厚０．７〜０８覗の冷延鋼（ｉ：；と
した。引続き均熱温度８８０〜９２０℃、均熱時間５〜
１００秒、６００℃捷での冷却速度３〜１２０°Ｑ秒で
連続焼鈍した。各試料鋼についての具体的熱延・ｈ９Ａ
−条件および連続焼鈍条件を第２表に示す。また上述の
ように連続焼鈍した各冷延鋼帯について、ＪｉＳ Ｓ号
試験片を切出して機械的性質を調べた結果全第１３表に
示す。
第３表から、この発明で規定する成分範囲内の鋼を素材
とし、かつ熱間圧延および冷間圧延後の連続焼鈍条件も
この発明の一範凹円とした試料番号２．５，８，１０，
１１．１２の冷延鋼板は、その他の比較例の冷ｇ！Ｌ銅
板と比較して、降伏比ＹＲが低いとともに、ν値が高く
、シかも伸びＥｌも高り、シたがって特に深絞シ性が優
れており、かつ寸だ高強度を有していることが明らかで
ある。
とし、かつ熱間圧延および冷間圧延後の連続焼鈍条件も
この発明の一範凹円とした試料番号２．５，８，１０，
１１．１２の冷延鋼板は、その他の比較例の冷ｇ！Ｌ銅
板と比較して、降伏比ＹＲが低いとともに、ν値が高く
、シかも伸びＥｌも高り、シたがって特に深絞シ性が優
れており、かつ寸だ高強度を有していることが明らかで
ある。
またこの発明の方法によシ得られた冷延鋼板は、いずれ
も高い焼付（ｕＪ、ｉ化性（ＢＨ）を有するから、自動
車外板などの＋＃４プント性向上にも有利であることが
明らかである。
も高い焼付（ｕＪ、ｉ化性（ＢＨ）を有するから、自動
車外板などの＋＃４プント性向上にも有利であることが
明らかである。
以上のようにこの発明の方法によれば、特に深絞り性に
優れた高強度冷延鋼板を得ることができ、しかも高価な
合金元素の添加量が少ないため低コストで製造でき、さ
らには連続焼鈍法を適用するため生産性も高い等、各種
の効果が得られる。
優れた高強度冷延鋼板を得ることができ、しかも高価な
合金元素の添加量が少ないため低コストで製造でき、さ
らには連続焼鈍法を適用するため生産性も高い等、各種
の効果が得られる。
第１図は熱間ｊ」−延および冷間圧延後の連続焼鈍にお
ける均熱温度と、鋼板の機械的緒特性との関係を示す相
関図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 ８５０ ９００ ９５０ 均牟！＆ （’Ｃ） ・−−ＡｕＡ （９Ｋ＞加） ０−・−８釧 （Ｂ、ＴＩ、Ｎｂ檀金糸加）
ける均熱温度と、鋼板の機械的緒特性との関係を示す相
関図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 ８５０ ９００ ９５０ 均牟！＆ （’Ｃ） ・−−ＡｕＡ （９Ｋ＞加） ０−・−８釧 （Ｂ、ＴＩ、Ｎｂ檀金糸加）
Claims (1)
- ＣＯ，００５％（重量％、以下同じ）以下、Ｓｉ１、２
％以下、Ｍｎ １．２ ％以下、Ｐｏ、１５％以下、
ＡｌＯ，ＯＯ５〜０．０８０％、Ｎｂ Ｏ，ＯＯ２〜０
、０２５％、Ｂ Ｏ，ＯＯＯ５〜０．００８０％を含有
しかつＴｉをＴ ｉ’（％）／（Ｓ（％）十Ｎ（チ））
の値が１〜５の範囲内となるように含有し、残部がＦｅ
および不可避的よシなる鋼を素材とし、その鋼索材に熱
間圧延および冷間圧延を施した後、α十ｒの２相域温度
において均熱しかつその均熱温度から６００℃までの温
度範囲を５しり以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍
処理を施すことを特徴とする複合組織冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21224083A JPS60103128A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 複合組織冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21224083A JPS60103128A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 複合組織冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60103128A true JPS60103128A (ja) | 1985-06-07 |
| JPH0321611B2 JPH0321611B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=16619286
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21224083A Granted JPS60103128A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 複合組織冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60103128A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02232316A (ja) * | 1989-03-06 | 1990-09-14 | Kawasaki Steel Corp | 焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH03277741A (ja) * | 1990-03-28 | 1991-12-09 | Kawasaki Steel Corp | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR940702231A (ko) * | 1992-06-22 | 1994-07-28 | 미노루 다나까 | 우수한 소부 경화성, 비시효 특성 및 성형성을 가진 냉간압연 강판 및 열침지 피복 냉간압연 강판, 및 그의 제조방법(cold rolled steel sheet and hot dip ainc-coated cold rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties and formability, and process for producing same) |
| KR0121737B1 (ko) * | 1992-08-31 | 1997-12-04 | 다나까 미노루 | 소부 경화성, 상온 비시효성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 용융아연 도금 냉연강판 및 그의 제조방법 |
-
1983
- 1983-11-11 JP JP21224083A patent/JPS60103128A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02232316A (ja) * | 1989-03-06 | 1990-09-14 | Kawasaki Steel Corp | 焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH03277741A (ja) * | 1990-03-28 | 1991-12-09 | Kawasaki Steel Corp | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0321611B2 (ja) | 1991-03-25 |
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