JPS6112008B2 - - Google Patents
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- JPS6112008B2 JPS6112008B2 JP17704482A JP17704482A JPS6112008B2 JP S6112008 B2 JPS6112008 B2 JP S6112008B2 JP 17704482 A JP17704482 A JP 17704482A JP 17704482 A JP17704482 A JP 17704482A JP S6112008 B2 JPS6112008 B2 JP S6112008B2
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- Japan
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- steel
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
この発明は、深絞り用２相組織高張力鋼板の製
造方法に関し、とくに自動車用などの使途にてか
酷な深絞り加工性が要求される鋼板につき、引張
り強さを高くし、板厚を薄くしても在来通りの強
さが確保できることを目標として開発研究を進め
て得られた成果を提示するものである。 従来加工用高張力冷延鋼板は大別して以下の３
種が知られている。 低炭素アルミキルド鋼にＰを添加したいわゆ
るリフオス鋼と呼ばれているもので、箱焼鈍す
れば、延性および絞り性ともに良好な材質が得
られるが、引張り強さは40Kgf/mm2程度が限界で
あるというところに欠点がある。 なおリフオス鋼は連続焼鈍法を適用すると、
降伏強さが高く、延性と絞り性に劣るため十分
な加工性を発揮できない。 低炭素アルミキルド鋼にSi、MnおよびCrな
どを添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制御する
ことにより、フエライト＋マルテンサイト組織
を形成させたいわゆる低降伏比２相組織高張力
鋼板と呼ばれているもので、強度−延性バラン
スに優れているが、ランクフオード値（ｒ値）
が1.0程度のように低く、絞り性に劣るところ
に欠点がある。 Ｐ添加極低炭素鋼にNbあるいはTiを添加し
たもので、高いｒ値、高い延性を有している
が、引張り強さは、40Kgf/mm2以下のように低
く、また焼付硬化性を付与すると非時効性が確
保できない欠点がある。 そこで、この発明は、低降伏比かつ非時効性で
あつて、高い焼付硬化性（BH値）を有し、しか
も高ｒ値に加えて延性にも優れ、35〜50Kgf/mm2程
度の広い範囲の引張り強さをも発揮でき、とくに
40Kgf/mm2以上の高い引張り強さをも発揮すること
ができる理想的な加工用高張力鋼板の製造方法を
開発し、上記した諸欠点を解決することを目的と
するものである。 さて極低炭素アルミキルド鋼にNb、Ｂ、Siお
よびＰなどの添加元素を含有させた鋼板の連続焼
鈍後の機械的性質を調べていたところ、特定の成
分系のものについて降伏伸びがなくかつ高ｒ値の
ものが見つかり、その組織について綿密に検討を
加えたところ、ベーナイト状になつていることが
判明した。なおNbのかわりにTi、Zr、Ｖを添加
した場合には、２相組織になることはなかつた。
従つて、上記の知見はNbとＢとの適切な量的組
合わせによる相乗効果と考えられる。 さて、まずＣ：0.0007〜0.008％、Ｎ：0.0015〜
0.0120％、Al：0.005〜0.15％、Si：0.01〜1.3％
の組成領域において、極低炭素冷延焼鈍板の降伏
伸び（以下YElと記し、％で示す）を、これにお
よぼすNb／Ｃ、Ｂ／Ｎの影響について調べた結
果を第１図に示す。 この場合何れも熱延後、500℃で巻取つた後、
870℃、40秒間均熱後７℃/sで空冷の条件での連
続焼鈍後、スキンパスをしないものの成積をプロ
ツトしたがここにYElは、Nb／Ｃ≦10のもの（〇
印）ではＢ／Ｎ≧0.3でないと１％以下とならな
い。 なおNb／Ｃ＞10のもの（×印）はＢ／Ｎ値に
拘らず常に１％以下になつている。 ここでSi＜0.03％（△印）、Al＜0.01％（▲
印）またはＮ＞0.01％（□印）のときNb／Ｃ＞
10であつてもＢ／Ｎ値とは無関係にYElは１％以
上になり、このときNb量は何れも0.1％以下で、
Nb／Ｃの最大値は23にも上る。 つぎにNb／Ｃ値と上記連続焼鈍後（スキンパ
スなし）の鋼板の降伏比YR（＝＝YS／TS×100
％）との関係を調べた結果を第２図に示すがこゝ
にＢ／Ｎ≧0.3、Si＝0.03〜1.0％、Al＝0.01〜0.1
％のものにおいては、Nb／Ｃが２〜10の範囲で
YRが60％以下となることがわかつた。 上述の結果最適組成と考えられるNb／Ｃ：２
〜10、Ｂ／Ｎ：0.3以上で、Al：0.01％以上、
Si：0.03％以上、Ｎ：0.01％以下の鋼について熱
間圧延後の巻取温度がその後の冷延を経たのちに
焼鈍を施して得られた鋼板の焼付硬化性（BH
値）に及ぼす影響を調べた結果を第３図に示す。 こゝにBH値は上記焼鈍後に３〜15％の予歪を
与えて170℃×20′で処理して上昇した降伏強さか
ら上記予歪による加工歪硬化分を差引いた値で判
断する。 巻取温度が550℃以上に高くなると、焼鈍後の
ベイナイト（２相目）組織を形成するに必要な固
溶ＣとＮが、NbやＢ又はAlによつて析出固定さ
れてベイナイト相が形成されないだけでなく、固
溶ＣとＮが不足するため焼付硬化性が低下する。
従つてBH値４Kg/mm2以上の焼付硬化性を得るため
には巻取り温度を550℃未満にすることが必要で
ある。 次にNb／Ｃ：２〜10、Ｂ／Ｎ：0.3以上の場合
Ｃ含有量が冷延焼鈍板のランクフオード値（ｒ
値）に及ぼす関係を調べた結果を第４図に示す。 Ｃ量が0.009％をこえるとｒ値は1.6以下となり
深絞り用として不適当である。ここにMn＞0.8％
（□印）、Si＞1.0％（△印）、Al＞0.1％（▲印）
およびＰ＞0.1％（×印）の鋼については、
C0.009％以下でもｒ値は1.6以下となりやはり深
絞り用としては不適当である。 以上のべた実験の成果を踏まえて、この発明
は、Ｃ：0.009重量％以下、Si：0.03〜1.0重量
％、Mn：0.1〜0.8重量％、Ｐ：0.1重量％以下、
Al：0.01〜0.1重量％、Ｎ：0.01重量％以下と、
Ｃ含有量の２〜10倍のNb及び、Ｎ含有量の0.3倍
以上で0.01重量％以下のＢを含有する組成の極低
炭素鋼に熱間圧延を施して550℃より低く200℃ま
での温度を巻取ること、その後冷間圧延を経て、
α、γ共存温度領域での焼鈍のあと、600℃に至
るまでに４℃/sより速く250℃/sまでの平均冷却
速度で冷却させること、との結合をを特徴とする
深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法によつて
はじめにのべた課題の有効な解決を与えるもので
ある。 この発明の成分組成の限定理由はすでにのべた
実験結果からも明かなとおり、次のように要約さ
れる。 Ｃ：≦0.009％ Ｃは、第４図に従い焼鈍後所定の冷却速度で冷
却した場合に、深絞り用鋼板に必要とされるラン
クフオード値ｒ値を1.6以上とするためには、
0.009％以下とすることが必要である。 Si：0.03〜1.0％ Siは、第１図に従い降伏伸びを1.0％以下にす
るためには、0.03％以上とすることが必要であ
り、かつ第４図に従い、焼鈍鋼板のｒ値を1.6以
上とするためには、1.0％以下とすることが必要
であり、Siの範囲は0.03〜1.0％とする。 Mn：0.1〜0.8％ Mnは、必要引張強さを確保するために0.1％以
上含有することが必要な反面で第４図に従い、ｒ
値を1.6以上とするために0.8％以下とすることが
必要であり、Mnの範囲は0.1〜0.8％とする。 Ｐ：0.1％以下 Ｐは鋼の強度を確保し、かつｒ値を1.6以上と
するためには第４図に従い0.1％以下とすること
が必要である。 Al：0.01〜0.1％ Alは、第１図に従いYElを1.0％以下にするた
めには0.01％以上含有することが必要でまた第４
図において焼鈍鋼板のｒ値を1.6以上とするため
には、0.1％以下とすることが必要であり、Alの
範囲は0.01〜0.1％とする。 Ｎ：0.01％以下 YElを1.0％以下とするためには第１図に従い
Ｎを0.01％以下にすることが必要である。 Nb／Ｃ：２〜10 YElを1.0％以下にするためには第１図に従い
Nb／Ｃを10以下とすることが必要であり、かつ
YRを60％以下とするためには、第２図に従い
Nb／Ｃを２〜10とすることが必要であるので、
Nb／Ｃは２〜10の範囲とする。 Ｂ／Ｎ：≧0.3 降伏伸びを1.0％以下とするためには第１図に
従いＢ／Ｎを0.3以上とすることが必要である。
Ｂは0.01％まで含有しても特性上の格別な問題は
生じないので、Ｂ含有量の上限を0.01％に限定し
た。 次にこの発明において熱延後の巻取後の巻取温
度は550℃未満であると要し、前記した化学組成
において焼付硬化型高張力鋼板としての特性つま
り第３図にBH値に及ぼす巻取温度の影響を示し
たような焼付硬化性BH値４Kg/mm2以上を確保する
ために、巻取温度を550℃より低く200℃までの温
度とすることが必要である。 また焼鈍後の冷却速度は４℃/s以上でなければ
ならず、この点は降伏比を60％以下にて必要な引
張り強さを得るためには、表１に示す実験結果に
おいて冷延後にα、γ共存温度領域での焼鈍のあ
と、600℃に至るまでの平均冷却速度を４℃/sよ
り大とすべきである。この冷却速度は速い方がの
ぞましいけれども、連続焼鈍炉における冷却設備
の現技術レベルの下に、鋼板製品の形状をも考慮
して250℃/sが限度であると考えられる。
造方法に関し、とくに自動車用などの使途にてか
酷な深絞り加工性が要求される鋼板につき、引張
り強さを高くし、板厚を薄くしても在来通りの強
さが確保できることを目標として開発研究を進め
て得られた成果を提示するものである。 従来加工用高張力冷延鋼板は大別して以下の３
種が知られている。 低炭素アルミキルド鋼にＰを添加したいわゆ
るリフオス鋼と呼ばれているもので、箱焼鈍す
れば、延性および絞り性ともに良好な材質が得
られるが、引張り強さは40Kgf/mm2程度が限界で
あるというところに欠点がある。 なおリフオス鋼は連続焼鈍法を適用すると、
降伏強さが高く、延性と絞り性に劣るため十分
な加工性を発揮できない。 低炭素アルミキルド鋼にSi、MnおよびCrな
どを添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制御する
ことにより、フエライト＋マルテンサイト組織
を形成させたいわゆる低降伏比２相組織高張力
鋼板と呼ばれているもので、強度−延性バラン
スに優れているが、ランクフオード値（ｒ値）
が1.0程度のように低く、絞り性に劣るところ
に欠点がある。 Ｐ添加極低炭素鋼にNbあるいはTiを添加し
たもので、高いｒ値、高い延性を有している
が、引張り強さは、40Kgf/mm2以下のように低
く、また焼付硬化性を付与すると非時効性が確
保できない欠点がある。 そこで、この発明は、低降伏比かつ非時効性で
あつて、高い焼付硬化性（BH値）を有し、しか
も高ｒ値に加えて延性にも優れ、35〜50Kgf/mm2程
度の広い範囲の引張り強さをも発揮でき、とくに
40Kgf/mm2以上の高い引張り強さをも発揮すること
ができる理想的な加工用高張力鋼板の製造方法を
開発し、上記した諸欠点を解決することを目的と
するものである。 さて極低炭素アルミキルド鋼にNb、Ｂ、Siお
よびＰなどの添加元素を含有させた鋼板の連続焼
鈍後の機械的性質を調べていたところ、特定の成
分系のものについて降伏伸びがなくかつ高ｒ値の
ものが見つかり、その組織について綿密に検討を
加えたところ、ベーナイト状になつていることが
判明した。なおNbのかわりにTi、Zr、Ｖを添加
した場合には、２相組織になることはなかつた。
従つて、上記の知見はNbとＢとの適切な量的組
合わせによる相乗効果と考えられる。 さて、まずＣ：0.0007〜0.008％、Ｎ：0.0015〜
0.0120％、Al：0.005〜0.15％、Si：0.01〜1.3％
の組成領域において、極低炭素冷延焼鈍板の降伏
伸び（以下YElと記し、％で示す）を、これにお
よぼすNb／Ｃ、Ｂ／Ｎの影響について調べた結
果を第１図に示す。 この場合何れも熱延後、500℃で巻取つた後、
870℃、40秒間均熱後７℃/sで空冷の条件での連
続焼鈍後、スキンパスをしないものの成積をプロ
ツトしたがここにYElは、Nb／Ｃ≦10のもの（〇
印）ではＢ／Ｎ≧0.3でないと１％以下とならな
い。 なおNb／Ｃ＞10のもの（×印）はＢ／Ｎ値に
拘らず常に１％以下になつている。 ここでSi＜0.03％（△印）、Al＜0.01％（▲
印）またはＮ＞0.01％（□印）のときNb／Ｃ＞
10であつてもＢ／Ｎ値とは無関係にYElは１％以
上になり、このときNb量は何れも0.1％以下で、
Nb／Ｃの最大値は23にも上る。 つぎにNb／Ｃ値と上記連続焼鈍後（スキンパ
スなし）の鋼板の降伏比YR（＝＝YS／TS×100
％）との関係を調べた結果を第２図に示すがこゝ
にＢ／Ｎ≧0.3、Si＝0.03〜1.0％、Al＝0.01〜0.1
％のものにおいては、Nb／Ｃが２〜10の範囲で
YRが60％以下となることがわかつた。 上述の結果最適組成と考えられるNb／Ｃ：２
〜10、Ｂ／Ｎ：0.3以上で、Al：0.01％以上、
Si：0.03％以上、Ｎ：0.01％以下の鋼について熱
間圧延後の巻取温度がその後の冷延を経たのちに
焼鈍を施して得られた鋼板の焼付硬化性（BH
値）に及ぼす影響を調べた結果を第３図に示す。 こゝにBH値は上記焼鈍後に３〜15％の予歪を
与えて170℃×20′で処理して上昇した降伏強さか
ら上記予歪による加工歪硬化分を差引いた値で判
断する。 巻取温度が550℃以上に高くなると、焼鈍後の
ベイナイト（２相目）組織を形成するに必要な固
溶ＣとＮが、NbやＢ又はAlによつて析出固定さ
れてベイナイト相が形成されないだけでなく、固
溶ＣとＮが不足するため焼付硬化性が低下する。
従つてBH値４Kg/mm2以上の焼付硬化性を得るため
には巻取り温度を550℃未満にすることが必要で
ある。 次にNb／Ｃ：２〜10、Ｂ／Ｎ：0.3以上の場合
Ｃ含有量が冷延焼鈍板のランクフオード値（ｒ
値）に及ぼす関係を調べた結果を第４図に示す。 Ｃ量が0.009％をこえるとｒ値は1.6以下となり
深絞り用として不適当である。ここにMn＞0.8％
（□印）、Si＞1.0％（△印）、Al＞0.1％（▲印）
およびＰ＞0.1％（×印）の鋼については、
C0.009％以下でもｒ値は1.6以下となりやはり深
絞り用としては不適当である。 以上のべた実験の成果を踏まえて、この発明
は、Ｃ：0.009重量％以下、Si：0.03〜1.0重量
％、Mn：0.1〜0.8重量％、Ｐ：0.1重量％以下、
Al：0.01〜0.1重量％、Ｎ：0.01重量％以下と、
Ｃ含有量の２〜10倍のNb及び、Ｎ含有量の0.3倍
以上で0.01重量％以下のＢを含有する組成の極低
炭素鋼に熱間圧延を施して550℃より低く200℃ま
での温度を巻取ること、その後冷間圧延を経て、
α、γ共存温度領域での焼鈍のあと、600℃に至
るまでに４℃/sより速く250℃/sまでの平均冷却
速度で冷却させること、との結合をを特徴とする
深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法によつて
はじめにのべた課題の有効な解決を与えるもので
ある。 この発明の成分組成の限定理由はすでにのべた
実験結果からも明かなとおり、次のように要約さ
れる。 Ｃ：≦0.009％ Ｃは、第４図に従い焼鈍後所定の冷却速度で冷
却した場合に、深絞り用鋼板に必要とされるラン
クフオード値ｒ値を1.6以上とするためには、
0.009％以下とすることが必要である。 Si：0.03〜1.0％ Siは、第１図に従い降伏伸びを1.0％以下にす
るためには、0.03％以上とすることが必要であ
り、かつ第４図に従い、焼鈍鋼板のｒ値を1.6以
上とするためには、1.0％以下とすることが必要
であり、Siの範囲は0.03〜1.0％とする。 Mn：0.1〜0.8％ Mnは、必要引張強さを確保するために0.1％以
上含有することが必要な反面で第４図に従い、ｒ
値を1.6以上とするために0.8％以下とすることが
必要であり、Mnの範囲は0.1〜0.8％とする。 Ｐ：0.1％以下 Ｐは鋼の強度を確保し、かつｒ値を1.6以上と
するためには第４図に従い0.1％以下とすること
が必要である。 Al：0.01〜0.1％ Alは、第１図に従いYElを1.0％以下にするた
めには0.01％以上含有することが必要でまた第４
図において焼鈍鋼板のｒ値を1.6以上とするため
には、0.1％以下とすることが必要であり、Alの
範囲は0.01〜0.1％とする。 Ｎ：0.01％以下 YElを1.0％以下とするためには第１図に従い
Ｎを0.01％以下にすることが必要である。 Nb／Ｃ：２〜10 YElを1.0％以下にするためには第１図に従い
Nb／Ｃを10以下とすることが必要であり、かつ
YRを60％以下とするためには、第２図に従い
Nb／Ｃを２〜10とすることが必要であるので、
Nb／Ｃは２〜10の範囲とする。 Ｂ／Ｎ：≧0.3 降伏伸びを1.0％以下とするためには第１図に
従いＢ／Ｎを0.3以上とすることが必要である。
Ｂは0.01％まで含有しても特性上の格別な問題は
生じないので、Ｂ含有量の上限を0.01％に限定し
た。 次にこの発明において熱延後の巻取後の巻取温
度は550℃未満であると要し、前記した化学組成
において焼付硬化型高張力鋼板としての特性つま
り第３図にBH値に及ぼす巻取温度の影響を示し
たような焼付硬化性BH値４Kg/mm2以上を確保する
ために、巻取温度を550℃より低く200℃までの温
度とすることが必要である。 また焼鈍後の冷却速度は４℃/s以上でなければ
ならず、この点は降伏比を60％以下にて必要な引
張り強さを得るためには、表１に示す実験結果に
おいて冷延後にα、γ共存温度領域での焼鈍のあ
と、600℃に至るまでの平均冷却速度を４℃/sよ
り大とすべきである。この冷却速度は速い方がの
ぞましいけれども、連続焼鈍炉における冷却設備
の現技術レベルの下に、鋼板製品の形状をも考慮
して250℃/sが限度であると考えられる。
【表】
【表】
表１にて、比較鋼４、５および９のように冷却
速度が４℃/sよりおそい場合は、降伏比YRが高
くなり、かつ引張り強さも低下する。したがつて
所望の引張り強さにおいて降伏比を低くするに
は、冷却速度は４℃/sよりも大としなければなら
ないことがわかる。 また比較鋼10のように熱延巻取温度が高すぎる
と、やはり降伏比が高くなるほか、BH値も低く
なり、所期の目的に適合しないことがわかる。 なお表１に掲げた成積は、引張り強さを大幅に
制御すべく、Si、MnおよびＰ量を含め、この発
明に従う成分組成に調整した鋼を転炉で溶製し、
これを出鋼して連続鋳造または造塊分塊法により
スラブとしたのち、加熱温度1250℃にて熱間圧延
を行い、同表に掲げた各温度に巻取りついで常法
に従い冷間圧延を施しその後790〜870℃範囲でや
はり同表に掲げた条件で連続焼鈍し、その後の冷
却速度を種々変えて得られたものである。 なお各供試鋼板の板厚は0.7mmに揃えて機械的
性質は焼鈍後にスキンパスしない状態で測定し
た。 表１によればこの発明により、その所期の目的
が達成されていることが明らかである。 以上のとおり、この発明は、極低炭素Alキル
ド鋼をベースとし、かつSi、Mn、Nb、Ｂなどの
含有量を最適値に制御したため、鋼板の表面特性
たとえばめつき性、化成処理性および耐食性など
にも優れており、深絞り用２相組織高張力溶融亜
鉛メツキ鋼板としても有利である。また非時効性
であるため、低温で焼付処理される各種表面処理
によつても材質が劣化することがないという利点
を有する。
速度が４℃/sよりおそい場合は、降伏比YRが高
くなり、かつ引張り強さも低下する。したがつて
所望の引張り強さにおいて降伏比を低くするに
は、冷却速度は４℃/sよりも大としなければなら
ないことがわかる。 また比較鋼10のように熱延巻取温度が高すぎる
と、やはり降伏比が高くなるほか、BH値も低く
なり、所期の目的に適合しないことがわかる。 なお表１に掲げた成積は、引張り強さを大幅に
制御すべく、Si、MnおよびＰ量を含め、この発
明に従う成分組成に調整した鋼を転炉で溶製し、
これを出鋼して連続鋳造または造塊分塊法により
スラブとしたのち、加熱温度1250℃にて熱間圧延
を行い、同表に掲げた各温度に巻取りついで常法
に従い冷間圧延を施しその後790〜870℃範囲でや
はり同表に掲げた条件で連続焼鈍し、その後の冷
却速度を種々変えて得られたものである。 なお各供試鋼板の板厚は0.7mmに揃えて機械的
性質は焼鈍後にスキンパスしない状態で測定し
た。 表１によればこの発明により、その所期の目的
が達成されていることが明らかである。 以上のとおり、この発明は、極低炭素Alキル
ド鋼をベースとし、かつSi、Mn、Nb、Ｂなどの
含有量を最適値に制御したため、鋼板の表面特性
たとえばめつき性、化成処理性および耐食性など
にも優れており、深絞り用２相組織高張力溶融亜
鉛メツキ鋼板としても有利である。また非時効性
であるため、低温で焼付処理される各種表面処理
によつても材質が劣化することがないという利点
を有する。
第１図はSi、Al、Ｎ、Nb／Ｃ値の異なる極低
炭素Alキルド冷延焼鈍鋼板試片のYElに及ぼす
Ｂ／Ｎの影響を示すグラフ、第２図は、Ｂ／Ｎ≧
0.3、Al≧0.01％、Si≧0.03％の極低炭素冷延鋼板
の連続焼鈍後の降伏比に及ぼすNb／Ｃの影響を
示すグラフ、第３図は、冷延焼鈍板のBH値に及
ぼす熱延巻取温度の影響を示すグラフ、第４図
は、各種の冷延焼鈍板のｒ値に及ぼすＣ含有量の
影響を示すグラフである。
炭素Alキルド冷延焼鈍鋼板試片のYElに及ぼす
Ｂ／Ｎの影響を示すグラフ、第２図は、Ｂ／Ｎ≧
0.3、Al≧0.01％、Si≧0.03％の極低炭素冷延鋼板
の連続焼鈍後の降伏比に及ぼすNb／Ｃの影響を
示すグラフ、第３図は、冷延焼鈍板のBH値に及
ぼす熱延巻取温度の影響を示すグラフ、第４図
は、各種の冷延焼鈍板のｒ値に及ぼすＣ含有量の
影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.009重量％以下、 Si：0.03〜1.0重量％、 Mn：0.1〜0.8重量％、 Ｐ：0.1重量％以下、 Al：0.01〜0.1重量％、 Ｎ：0.01重量％以下と、Ｃ含有量の２〜10倍の
Nb及び、 Ｎ含有量の0.3倍以上で0.01重量％以下のＢ を含有する組成の極低炭素鋼に熱間圧延を施して
550℃より低く200℃までの温度で巻取ること、 その後冷間圧延を経てα・γ共存温度領域での
焼鈍のあと、600℃に至るまでに４℃/sより速く
250℃/sまでの平均冷却速度で冷却させること、 との結合を特徴とする深絞り用２相組織高張力鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17704482A JPS5967320A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17704482A JPS5967320A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5967320A JPS5967320A (ja) | 1984-04-17 |
| JPS6112008B2 true JPS6112008B2 (ja) | 1986-04-05 |
Family
ID=16024151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17704482A Granted JPS5967320A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 深絞り用２相組織高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5967320A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE69329236T2 (de) * | 1992-06-22 | 2001-04-05 | Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo | Kaltgewalztes stahlblech mit guter einbrennhärtbarkeit, ohne kaltalterungserscheinungen und exzellenter giessbarkeit, tauchzink-beschichtetes kaltgewalztes stahlblech und deren herstellungsverfahren |
| JP4519373B2 (ja) * | 2000-10-27 | 2010-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1982
- 1982-10-08 JP JP17704482A patent/JPS5967320A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5967320A (ja) | 1984-04-17 |
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