JPH04365814A - 焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH04365814A JPH04365814A JP13930491A JP13930491A JPH04365814A JP H04365814 A JPH04365814 A JP H04365814A JP 13930491 A JP13930491 A JP 13930491A JP 13930491 A JP13930491 A JP 13930491A JP H04365814 A JPH04365814 A JP H04365814A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は焼付硬化性に優れた高強
度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高強度冷延鋼板の製造に関しては、従来
より特開昭５８−２２３２７号公報記載の如く水冷によ
る方法あるいは箱焼鈍のように冷却速度の遅い場合は合
金元素添加量を増やして強度を高める方法が用いられて
いる。水冷による方法では冷却速度があまりに速いため
に冷却過程において鋼板中に蓄積される歪量が多く、優
れた曲げ加工をはじめ加工特性を得ることができず、ま
た冷却速度がきわめて遅い箱焼鈍の場合には、高い引張
強さを得るためには多量の合金元素を添加する必要があ
り、溶接性を損なうとともに経済的に高価なものとなり
、しかも冷延前の鋼板は硬質で冷間圧延機の能力から板
厚の薄い鋼板の製造は困難視され、従来からの製造方法
では曲げ性をはじめ加工特性を満足する高い引張強さを
有する高強度薄鋼板を製造することはできなかった。
より特開昭５８−２２３２７号公報記載の如く水冷によ
る方法あるいは箱焼鈍のように冷却速度の遅い場合は合
金元素添加量を増やして強度を高める方法が用いられて
いる。水冷による方法では冷却速度があまりに速いため
に冷却過程において鋼板中に蓄積される歪量が多く、優
れた曲げ加工をはじめ加工特性を得ることができず、ま
た冷却速度がきわめて遅い箱焼鈍の場合には、高い引張
強さを得るためには多量の合金元素を添加する必要があ
り、溶接性を損なうとともに経済的に高価なものとなり
、しかも冷延前の鋼板は硬質で冷間圧延機の能力から板
厚の薄い鋼板の製造は困難視され、従来からの製造方法
では曲げ性をはじめ加工特性を満足する高い引張強さを
有する高強度薄鋼板を製造することはできなかった。
【０００３】一方、冷延鋼板の焼付硬化性を向上させる
方法としては、例えば特開昭５５−１４１５２６号公報
、特開昭５５−１４１５５５号公報記載の如くＮｂ添加
鋼において、鋼中のＣ、Ｎ、Ａｌ含有量に応じてＮｂを
添加して、ａｔ．％でＮｂ／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）をある
範囲内に制限することにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎ
を調整し、さらに焼鈍後の冷却速度を制御する方法が開
示されている。
方法としては、例えば特開昭５５−１４１５２６号公報
、特開昭５５−１４１５５５号公報記載の如くＮｂ添加
鋼において、鋼中のＣ、Ｎ、Ａｌ含有量に応じてＮｂを
添加して、ａｔ．％でＮｂ／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）をある
範囲内に制限することにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎ
を調整し、さらに焼鈍後の冷却速度を制御する方法が開
示されている。
【０００４】また、特公昭６１−４５６８９号公報記載
の如くＴｉとＮｂの複合添加によって焼付硬化性に優れ
た鋼板とすることが開示されている。しかしながら、こ
のような方法においても、未だ工業規模では満足すべき
結果が得られ難く、また焼付硬化量が少なくなっている
。しかも、高強度で焼付硬化性を有する冷延鋼板の製造
方法は開示されていない。
の如くＴｉとＮｂの複合添加によって焼付硬化性に優れ
た鋼板とすることが開示されている。しかしながら、こ
のような方法においても、未だ工業規模では満足すべき
結果が得られ難く、また焼付硬化量が少なくなっている
。しかも、高強度で焼付硬化性を有する冷延鋼板の製造
方法は開示されていない。
【０００５】このように、高強度冷延鋼板の焼付硬化性
の向上が強く要求されている。
の向上が強く要求されている。
【０００６】
【発明の目的】本発明はこのような要求を有利に満足す
るためなされたものである。
るためなされたものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、冷延鋼板を製造するに際して、重量％にて、Ｃ：
０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０
．５０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２０
％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以
下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
に、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種を合計量で０．０１
〜０．２０％添加し、さらにＭｏ：０．００１〜３．０
％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％を添加した鋼をＡｒ３
変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温度で巻き取
り、しかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連
続焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化による降伏強度
および引張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷
延鋼板の製造方法にある。
ろは、冷延鋼板を製造するに際して、重量％にて、Ｃ：
０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０
．５０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２０
％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以
下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
に、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種を合計量で０．０１
〜０．２０％添加し、さらにＭｏ：０．００１〜３．０
％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％を添加した鋼をＡｒ３
変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温度で巻き取
り、しかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連
続焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化による降伏強度
および引張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷
延鋼板の製造方法にある。
【０００８】本発明の対象とする冷延鋼板は、めっき等
を施さない、いわゆる冷延鋼板、亜鉛等をめっきしため
っき鋼板等であり、鋼の製造方法としては、転炉、電気
炉、平炉等いずれの方法でもよく、スラブとしては鋳型
による鋳造後分塊したスラブ、連続鋳造でスラブとした
もの等、その製造方法は問わない。本発明者らは、焼付
硬化性に優れた高強度冷延鋼板の曲げ性をはじめ加工性
を向上させるために、種々の研究を重ねた結果、重量％
にて、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．８％以下
、Ｍｎ：０．５０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：
０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０
．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼に、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種を合計量
で０．０１〜０．２０％添加し、さらにＭｏ：０．００
１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％を添加した鋼
をＡｒ３ 変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温
度で巻き取り、しかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上
の温度で連続焼鈍を行うことによって、曲げ性をはじめ
加工性に優れ、しかも焼付硬化による降伏強度および引
張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板と
することを見出した。
を施さない、いわゆる冷延鋼板、亜鉛等をめっきしため
っき鋼板等であり、鋼の製造方法としては、転炉、電気
炉、平炉等いずれの方法でもよく、スラブとしては鋳型
による鋳造後分塊したスラブ、連続鋳造でスラブとした
もの等、その製造方法は問わない。本発明者らは、焼付
硬化性に優れた高強度冷延鋼板の曲げ性をはじめ加工性
を向上させるために、種々の研究を重ねた結果、重量％
にて、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．８％以下
、Ｍｎ：０．５０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：
０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０
．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼に、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種を合計量
で０．０１〜０．２０％添加し、さらにＭｏ：０．００
１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％を添加した鋼
をＡｒ３ 変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温
度で巻き取り、しかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上
の温度で連続焼鈍を行うことによって、曲げ性をはじめ
加工性に優れ、しかも焼付硬化による降伏強度および引
張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板と
することを見出した。
【０００９】従来の上記高強度冷延鋼板においては、曲
げ性をはじめ加工性に劣るものとなったり、焼付硬化性
を有しないものとなったり、焼付硬化性を有しても、そ
の量が少なく、しかも時効性を損なうもので、不安定で
あった。本発明の鋼の成分を限定した理由は以下のとお
りである。まず、Ｃ：０．０５〜０．２５％とし、その
下限を０．０５％としたのは、それ未満では、Ｃが鋼の
強化元素であり、必要とする強度を確保することができ
ないためであり、また焼付硬化による降伏強度および引
張強度の上昇する焼付硬化性が向上しないためである。 その上限を０．２５％としたのは、それを超えると強度
が高くなり、加工性を損ない、しかもＴｉ、Ｎｂの１種
あるいは２種の元素やＣｒ、Ｍｏを添加する量が多くな
り、析出物による強度上昇が避けられず、加工性が劣る
とともに経済的にも不利になるためである。またＣの添
加量が増加するとスポット溶接等の溶接性の観点から、
形成されるナゲットの強度が弱くなり、補強部材として
使用されるとき、高強度冷延鋼板の意義がなくなるため
である。
げ性をはじめ加工性に劣るものとなったり、焼付硬化性
を有しないものとなったり、焼付硬化性を有しても、そ
の量が少なく、しかも時効性を損なうもので、不安定で
あった。本発明の鋼の成分を限定した理由は以下のとお
りである。まず、Ｃ：０．０５〜０．２５％とし、その
下限を０．０５％としたのは、それ未満では、Ｃが鋼の
強化元素であり、必要とする強度を確保することができ
ないためであり、また焼付硬化による降伏強度および引
張強度の上昇する焼付硬化性が向上しないためである。 その上限を０．２５％としたのは、それを超えると強度
が高くなり、加工性を損ない、しかもＴｉ、Ｎｂの１種
あるいは２種の元素やＣｒ、Ｍｏを添加する量が多くな
り、析出物による強度上昇が避けられず、加工性が劣る
とともに経済的にも不利になるためである。またＣの添
加量が増加するとスポット溶接等の溶接性の観点から、
形成されるナゲットの強度が弱くなり、補強部材として
使用されるとき、高強度冷延鋼板の意義がなくなるため
である。
【００１０】Ｓｉ：０．８％以下としたのは、それを超
えるとＳｉが鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加
工性を損なうためであり、亜鉛めっき等を行うときには
、亜鉛が付着しにくく密着性を損なうためである。 Ｍｎ：０．５０〜３．０％とし、その下限を０．５０％
としたのは、それ未満では、Ｍｎが鋼の強化元素であり
、必要とする強度を確保することができないためであり
、またＭｎがＳを固定して、熱間脆性を防止する元素で
あり、熱間加工を可能にするために必要なためである。 その上限を３．０％としたのは、それを超えると強度が
高くなり、加工性を損なうためである。
えるとＳｉが鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加
工性を損なうためであり、亜鉛めっき等を行うときには
、亜鉛が付着しにくく密着性を損なうためである。 Ｍｎ：０．５０〜３．０％とし、その下限を０．５０％
としたのは、それ未満では、Ｍｎが鋼の強化元素であり
、必要とする強度を確保することができないためであり
、またＭｎがＳを固定して、熱間脆性を防止する元素で
あり、熱間加工を可能にするために必要なためである。 その上限を３．０％としたのは、それを超えると強度が
高くなり、加工性を損なうためである。
【００１１】Ｐ：０．１％以下としたのは、それを超え
て添加することは、Ｐが少量でも鋼の強化元素であり、
強度が高くなり、加工性を損なうためであり、しかもＰ
は結晶粒界に濃化して、粒界脆化をおこしやすい元素で
あり、それを超えて添加することは加工性を損なうため
である。 Ｓ：０．０２０％以下としたのは、本来鋼中に存在する
ことが無意味な元素であり、それを超えて添加すると、
Ｍｎ等の硫化物形成元素が少ないと熱間圧延時に赤熱脆
性を起こし、表面で割れる、いわゆる熱間脆性を起こす
ことがあるためである。
て添加することは、Ｐが少量でも鋼の強化元素であり、
強度が高くなり、加工性を損なうためであり、しかもＰ
は結晶粒界に濃化して、粒界脆化をおこしやすい元素で
あり、それを超えて添加することは加工性を損なうため
である。 Ｓ：０．０２０％以下としたのは、本来鋼中に存在する
ことが無意味な元素であり、それを超えて添加すると、
Ｍｎ等の硫化物形成元素が少ないと熱間圧延時に赤熱脆
性を起こし、表面で割れる、いわゆる熱間脆性を起こす
ことがあるためである。
【００１２】Ａｌ：０．０１〜０．１％として、その下
限を０．０１％としたのは、それ未満ではＮをＡｌＮと
して析出させ、Ｎによる時効性を改善することが困難に
なるためである。また、その上限を０．１％としたのは
、それを超えて添加しても時効性の向上は飽和し、しか
も強度が高くなり、加工性を損なうためである。 Ｎ：０．０１％以下としたのは、それを超えて添加すれ
ばＡｌの添加量を多くしないと時効性を確保できず、し
かも強度が高くなり、加工性を損なうためである。
限を０．０１％としたのは、それ未満ではＮをＡｌＮと
して析出させ、Ｎによる時効性を改善することが困難に
なるためである。また、その上限を０．１％としたのは
、それを超えて添加しても時効性の向上は飽和し、しか
も強度が高くなり、加工性を損なうためである。 Ｎ：０．０１％以下としたのは、それを超えて添加すれ
ばＡｌの添加量を多くしないと時効性を確保できず、し
かも強度が高くなり、加工性を損なうためである。
【００１３】Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種の合計量が
０．０１〜０．２０％として、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるい
は２種としたのは、Ｔｉのみ添加することによって加工
性がよく、Ｎｂのみ添加することによって焼付硬化性が
よく、２種を複合添加することによって双方の欠点を補
うことから、より有効なためである。その下限を０．０
１％としたのはそれ未満ではＣ、Ｎ等の固溶元素を固定
して、時効性を確保することが不可能となるためである
。また、その上限を０．２０％としたのはそれを超えて
添加しても、時効性は飽和し、しかも析出物による強度
上昇があり、加工性の劣化を招くためである。
０．０１〜０．２０％として、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるい
は２種としたのは、Ｔｉのみ添加することによって加工
性がよく、Ｎｂのみ添加することによって焼付硬化性が
よく、２種を複合添加することによって双方の欠点を補
うことから、より有効なためである。その下限を０．０
１％としたのはそれ未満ではＣ、Ｎ等の固溶元素を固定
して、時効性を確保することが不可能となるためである
。また、その上限を０．２０％としたのはそれを超えて
添加しても、時効性は飽和し、しかも析出物による強度
上昇があり、加工性の劣化を招くためである。
【００１４】Ｍｏ：０．００１〜３．０％とし、その下
限を０．００１％としたのは、それ未満では焼付硬化性
を高くする効果がないためである。また、上限を３．０
％としたのはそれを超えるとＭｏが鋼の強化元素であり
、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうためであり、焼
付硬化性も飽和してしまうために、高価で経済的になり
たたなくなるためである。ＭｏはＦｅ３ Ｃの核生成を
抑制し、パーライト変態を抑制する元素であることが知
られているが、焼付硬化性を高くする理由は明らかでは
ないが、添加したＭｏが固溶して、多くの歪場を作るた
めに、加工歪の少ない部位での塗装焼付時の１７０℃程
度の低温でも、残存している固溶炭素、固溶窒素との析
出物を容易に生成するか、クラスター状となり、可動転
位を固着して硬化すると考えられ、Ｍｏを添加した効果
が表れると考えられる。
限を０．００１％としたのは、それ未満では焼付硬化性
を高くする効果がないためである。また、上限を３．０
％としたのはそれを超えるとＭｏが鋼の強化元素であり
、強度が高くなりすぎ、加工性を損なうためであり、焼
付硬化性も飽和してしまうために、高価で経済的になり
たたなくなるためである。ＭｏはＦｅ３ Ｃの核生成を
抑制し、パーライト変態を抑制する元素であることが知
られているが、焼付硬化性を高くする理由は明らかでは
ないが、添加したＭｏが固溶して、多くの歪場を作るた
めに、加工歪の少ない部位での塗装焼付時の１７０℃程
度の低温でも、残存している固溶炭素、固溶窒素との析
出物を容易に生成するか、クラスター状となり、可動転
位を固着して硬化すると考えられ、Ｍｏを添加した効果
が表れると考えられる。
【００１５】Ｃｒ：０．０１〜３．０％とし、その下限
を０．０１％としたのは、それ未満ではＣｒが強度上昇
に有効ではなく、鋼の脆性破壊を防止する効果がでない
ためであり、その上限を３．０％としたのは、それを超
えると鋼の脆性破壊の防止への寄与が飽和するためであ
り、またＣｒはＣと結合して炭化物として強度上昇に寄
与するが、それを超えて添加しても強度上昇効果が飽和
するためである。
を０．０１％としたのは、それ未満ではＣｒが強度上昇
に有効ではなく、鋼の脆性破壊を防止する効果がでない
ためであり、その上限を３．０％としたのは、それを超
えると鋼の脆性破壊の防止への寄与が飽和するためであ
り、またＣｒはＣと結合して炭化物として強度上昇に寄
与するが、それを超えて添加しても強度上昇効果が飽和
するためである。
【００１６】次に熱延条件で、仕上圧延終了温度をＡｒ
３ 変態点以上としたのは、それ未満では圧延組織が残
存し、冷延圧下時に圧下量が大きくなり、不利となるた
めであり、また加工性を向上させるには、熱延終了後の
結晶粒はランダムなほどよいとされており、圧延組織が
残存することは結晶の集合組織の面からも加工性に悪影
響をおよぼすためである。
３ 変態点以上としたのは、それ未満では圧延組織が残
存し、冷延圧下時に圧下量が大きくなり、不利となるた
めであり、また加工性を向上させるには、熱延終了後の
結晶粒はランダムなほどよいとされており、圧延組織が
残存することは結晶の集合組織の面からも加工性に悪影
響をおよぼすためである。
【００１７】また、巻取温度を５００℃以上としたのは
、鋼板の加工性を向上するために結晶粒を大きくするこ
とが必要であり、高温からの冷却過程での結晶粒の成長
が見込まれるためであり、そのことは鋼が軟質で、冷延
圧下時、その圧下量が少なくてすむからである。さらに
、冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行う
条件として、冷間圧延率は加工性を良くする最適点があ
り、冷延鋼板の最終板厚にあわせることで、特に規定す
るものではないが、３０〜８０％が望ましい。連続焼鈍
の温度条件を再結晶温度以上としたのは、それ未満では
冷間圧延によって生成した歪が除去されず、しかも再結
晶しないために加工性の優れた結晶とならず、加工性が
劣るためである。なお、焼鈍温度を高温にするほどγ域
単相になり、冷却後の組織が均一になり、加工性、特に
曲げ性、つまり局部変形能が向上することから高温ほど
よいが、再結晶と多少の粒成長させるための温度として
は７００℃以上であればよい。さらに、焼鈍時の加熱速
度は高速なほど加工性をよくする（１１１）面の発達が
促進されるといわれているが、高強度冷延鋼板の場合、
特に規定するものではない。その範囲は連続焼鈍と称す
る焼鈍では５〜５０００℃／ｓｅｃ 程度で、その加熱
方法は規定するものではない。
、鋼板の加工性を向上するために結晶粒を大きくするこ
とが必要であり、高温からの冷却過程での結晶粒の成長
が見込まれるためであり、そのことは鋼が軟質で、冷延
圧下時、その圧下量が少なくてすむからである。さらに
、冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行う
条件として、冷間圧延率は加工性を良くする最適点があ
り、冷延鋼板の最終板厚にあわせることで、特に規定す
るものではないが、３０〜８０％が望ましい。連続焼鈍
の温度条件を再結晶温度以上としたのは、それ未満では
冷間圧延によって生成した歪が除去されず、しかも再結
晶しないために加工性の優れた結晶とならず、加工性が
劣るためである。なお、焼鈍温度を高温にするほどγ域
単相になり、冷却後の組織が均一になり、加工性、特に
曲げ性、つまり局部変形能が向上することから高温ほど
よいが、再結晶と多少の粒成長させるための温度として
は７００℃以上であればよい。さらに、焼鈍時の加熱速
度は高速なほど加工性をよくする（１１１）面の発達が
促進されるといわれているが、高強度冷延鋼板の場合、
特に規定するものではない。その範囲は連続焼鈍と称す
る焼鈍では５〜５０００℃／ｓｅｃ 程度で、その加熱
方法は規定するものではない。
【００１８】焼鈍時間は、特に規定するものではないが
、温度との関係で温度が高いと時間が短く、低いと長く
なる再結晶完了時間以上とすればよい。焼鈍後の冷却速
度は規定するものではないが、焼付硬化性を高くする点
、可動転位を増加させる点から急速冷却することが望ま
しい。このことは低炭素鋼への焼付硬化性の付与の固溶
炭素を残存させて、焼付硬化時、固溶炭素の可動転位の
固着による原理とともに、Ｍｏ、Ｃｒ等の炭化物形成元
素とＣとの微細な炭化物が形成されることによる可動転
位の固着による強度上昇が考えられ、焼付硬化による降
伏強度の上昇とともに、引張強度の上昇に寄与している
と考えられる。
、温度との関係で温度が高いと時間が短く、低いと長く
なる再結晶完了時間以上とすればよい。焼鈍後の冷却速
度は規定するものではないが、焼付硬化性を高くする点
、可動転位を増加させる点から急速冷却することが望ま
しい。このことは低炭素鋼への焼付硬化性の付与の固溶
炭素を残存させて、焼付硬化時、固溶炭素の可動転位の
固着による原理とともに、Ｍｏ、Ｃｒ等の炭化物形成元
素とＣとの微細な炭化物が形成されることによる可動転
位の固着による強度上昇が考えられ、焼付硬化による降
伏強度の上昇とともに、引張強度の上昇に寄与している
と考えられる。
【００１９】その後の調質圧延は形状調整のために実施
してもよいが、そのまま調質圧延をしないで製品とする
ことでもよい。調質圧延をしなくても降伏伸びがなく、
加工性がよいのは先述のとおり可動転位を多く残存させ
製造できる方法であるからであり、調質圧延を行わない
ことにより降伏点が低く加工が容易になる点でも有利で
ある。
してもよいが、そのまま調質圧延をしないで製品とする
ことでもよい。調質圧延をしなくても降伏伸びがなく、
加工性がよいのは先述のとおり可動転位を多く残存させ
製造できる方法であるからであり、調質圧延を行わない
ことにより降伏点が低く加工が容易になる点でも有利で
ある。
【００２０】このようにして製造した高強度冷延鋼板は
図１のとおり、Ｍｏの添加によって焼付硬化性に優れた
鋼板とすることができる。Ｍｏの添加量が０．００１〜
３．０％の領域で焼付硬化量は高くなり、曲げ性をはじ
め加工性に優れ、しかも焼付硬化による降伏強度および
引張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板
とすることができる。
図１のとおり、Ｍｏの添加によって焼付硬化性に優れた
鋼板とすることができる。Ｍｏの添加量が０．００１〜
３．０％の領域で焼付硬化量は高くなり、曲げ性をはじ
め加工性に優れ、しかも焼付硬化による降伏強度および
引張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板
とすることができる。
【００２１】かくして、鋼の成分を調整し、熱延条件、
冷延条件、焼鈍条件を調整することで、焼付硬化による
降伏強度および引張強度の上昇する焼付硬化性に優れた
高強度冷延鋼板とすることができる。しかして、前記の
如き焼付硬化による降伏強度および引張強度の上昇する
焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法とし
ては、連続鋳造で、重量％にて、Ｃ：０．０５〜０．２
５％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．０％
、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０
．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に、Ｔｉ、Ｎｂの
１種あるいは２種を合計量で０．０１〜０．２０％添加
し、さらにＭｏ：０．００１〜３．０％、Ｃｒ：０．０
１〜３．０％を添加した鋼をＡｒ３ 変態点以上で熱延
した後、５００℃以上の温度で巻き取り、しかる後、冷
間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行うこと
によって、曲げ性をはじめ加工性に優れ、しかも焼付硬
化による降伏強度および引張強度の上昇する焼付硬化性
に優れた高強度冷延鋼板とすることできる。
冷延条件、焼鈍条件を調整することで、焼付硬化による
降伏強度および引張強度の上昇する焼付硬化性に優れた
高強度冷延鋼板とすることができる。しかして、前記の
如き焼付硬化による降伏強度および引張強度の上昇する
焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法とし
ては、連続鋳造で、重量％にて、Ｃ：０．０５〜０．２
５％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．０％
、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０
．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に、Ｔｉ、Ｎｂの
１種あるいは２種を合計量で０．０１〜０．２０％添加
し、さらにＭｏ：０．００１〜３．０％、Ｃｒ：０．０
１〜３．０％を添加した鋼をＡｒ３ 変態点以上で熱延
した後、５００℃以上の温度で巻き取り、しかる後、冷
間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行うこと
によって、曲げ性をはじめ加工性に優れ、しかも焼付硬
化による降伏強度および引張強度の上昇する焼付硬化性
に優れた高強度冷延鋼板とすることできる。
【００２２】なお、かくして製造した鋼板を、例えばＺ
ｎを電気めっきして防錆鋼板とすることができ、焼付硬
化性に優れた防錆鋼板とすることができ、さらに、かか
る鋼板を冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍
を行った後、直ちに溶融亜鉛めっきを施し、付け加えて
合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし、高
強度化、高防錆化に寄与できる鋼板とすることが可能で
ある。
ｎを電気めっきして防錆鋼板とすることができ、焼付硬
化性に優れた防錆鋼板とすることができ、さらに、かか
る鋼板を冷間圧延後、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍
を行った後、直ちに溶融亜鉛めっきを施し、付け加えて
合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし、高
強度化、高防錆化に寄与できる鋼板とすることが可能で
ある。
【００２３】
【実施例】次に本発明の実施例を比較例とともに表１〜
表４に挙げる。表１、２に鋼の成分、表３、４に製造条
件と鋼板の特性値を示す。
表４に挙げる。表１、２に鋼の成分、表３、４に製造条
件と鋼板の特性値を示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】
【００２８】
【発明の効果】かくすることにより、高強度冷延鋼板の
加工性は向上し、また焼付硬化による降伏強度および引
張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板と
することができ、例えば自動車のバンパー、ドアインパ
クトビーム等の強度部材に使用され、曲げ性をはじめ加
工性に優れ、加工時に軟質で、使用時に降伏点、引張強
さともに上昇して硬質になる特性を上げることができる
等の優れた効果が得られる。
加工性は向上し、また焼付硬化による降伏強度および引
張強度の上昇する焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板と
することができ、例えば自動車のバンパー、ドアインパ
クトビーム等の強度部材に使用され、曲げ性をはじめ加
工性に優れ、加工時に軟質で、使用時に降伏点、引張強
さともに上昇して硬質になる特性を上げることができる
等の優れた効果が得られる。
【図１】下記の条件で製造した高強度冷延鋼板のＭｏ添
加量と焼付硬化による降伏強度および引張強度の上昇す
る焼付硬化性の関係を示す図である。 Ｃ ：０．１５％ Ｓｉ：０．０５％ Ｍｎ：２．５２％ Ｐ ：０．０１２％ Ｓ ：０．００７％ Ａｌ：０．０３６％ Ｎ ：０．００２３％ Ｔｉ：０．０４８％ Ｍｏ：０〜３．８％ Ｃｒ：０．２０％ 熱延仕上温度：８６０℃ 熱延巻取温度：６００℃ 冷間圧延率 ：５０％ 冷延最終板厚：１．４ｍｍ 焼鈍温度 ：８５０℃×１２０ｓｅｃ冷却速度
：１５０℃／ｓｅｃ 調質圧延率 ：０．４％
加量と焼付硬化による降伏強度および引張強度の上昇す
る焼付硬化性の関係を示す図である。 Ｃ ：０．１５％ Ｓｉ：０．０５％ Ｍｎ：２．５２％ Ｐ ：０．０１２％ Ｓ ：０．００７％ Ａｌ：０．０３６％ Ｎ ：０．００２３％ Ｔｉ：０．０４８％ Ｍｏ：０〜３．８％ Ｃｒ：０．２０％ 熱延仕上温度：８６０℃ 熱延巻取温度：６００℃ 冷間圧延率 ：５０％ 冷延最終板厚：１．４ｍｍ 焼鈍温度 ：８５０℃×１２０ｓｅｃ冷却速度
：１５０℃／ｓｅｃ 調質圧延率 ：０．４％
Claims (1)
- 【請求項１】 冷延鋼板を製造するに際して、重量％
にて、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．８％以下
、Ｍｎ：０．５０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：
０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０
．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼に、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種を合計量
で０．０１〜０．２０％添加し、さらにＭｏ：０．００
１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％を添加した鋼
をＡｒ３ 変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温
度で巻き取り、しかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上
の温度で連続焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化によ
る降伏強度および引張強度の上昇する焼付硬化性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13930491A JPH04365814A (ja) | 1991-06-11 | 1991-06-11 | 焼付硬化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 |
|---|---|---|---|
| JP13930491A JPH04365814A (ja) | 1991-06-11 | 1991-06-11 | 焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04365814A true JPH04365814A (ja) | 1992-12-17 |
Family
ID=15242174
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13930491A Withdrawn JPH04365814A (ja) | 1991-06-11 | 1991-06-11 | 焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04365814A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001064967A1 (fr) * | 2000-02-29 | 2001-09-07 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid a haute resistance presentant d'excellentes proprietes de durcissement par vieillissement par l'ecrouissage |
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-06-11 JP JP13930491A patent/JPH04365814A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001064967A1 (fr) * | 2000-02-29 | 2001-09-07 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid a haute resistance presentant d'excellentes proprietes de durcissement par vieillissement par l'ecrouissage |
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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