JPS5849624B2 - 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5849624B2 JPS5849624B2 JP849179A JP849179A JPS5849624B2 JP S5849624 B2 JPS5849624 B2 JP S5849624B2 JP 849179 A JP849179 A JP 849179A JP 849179 A JP849179 A JP 849179A JP S5849624 B2 JPS5849624 B2 JP S5849624B2
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-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼
板の製造方法に関する。
板の製造方法に関する。
近時、自動車車体の強度向上あるいは重量軽減を目的と
する高張力鋼板の利用が推進されており、この種用途に
適した高張力冷延鋼板の開発が望まれている。
する高張力鋼板の利用が推進されており、この種用途に
適した高張力冷延鋼板の開発が望まれている。
自動車用鋼板は一般にプレス加工を行なってから使用さ
れるので、このプレス加工に適する性質が必要である。
れるので、このプレス加工に適する性質が必要である。
特に車体パネルのように厳しい加工がなされる部品につ
いては絞り性ならびに形状性にすぐれた性質が要求され
る。
いては絞り性ならびに形状性にすぐれた性質が要求され
る。
絞り性は鋼板のｒ値（ランクフォード値）が高いほど良
好であり従来の軟質鋼板においては製造条件の改良など
により高いｒ値の鋼板が各種開発されている。
好であり従来の軟質鋼板においては製造条件の改良など
により高いｒ値の鋼板が各種開発されている。
しかしｒ値は鋼板の強度が上昇すると低下の傾向にあり
、高張力鋼板のｒ値は１．０前後であった。
、高張力鋼板のｒ値は１．０前後であった。
形状性は鋼板の降伏強度が低くかつ降伏比が低いほど良
好となるが一般のフエライト＋パーライト組織の鋼では
降伏比は０．６５〜０．８５であるため、鋼の引張強度
が増すと降伏強度も上昇してしまい一般的に言って高張
力鋼板の形状性ははなはだしく悪く、自動車用にはあま
り使用されなかった。
好となるが一般のフエライト＋パーライト組織の鋼では
降伏比は０．６５〜０．８５であるため、鋼の引張強度
が増すと降伏強度も上昇してしまい一般的に言って高張
力鋼板の形状性ははなはだしく悪く、自動車用にはあま
り使用されなかった。
近年フエライト地中にマルテンサイトを細かく分散させ
た鋼が開発されたが、この鋼では、該マルテンサイトが
転位の発生源となり一様な変形が比較的容易に行なわれ
るので降伏強度が低く、０．６０以下の低い降伏比とな
る。
た鋼が開発されたが、この鋼では、該マルテンサイトが
転位の発生源となり一様な変形が比較的容易に行なわれ
るので降伏強度が低く、０．６０以下の低い降伏比とな
る。
このような低降伏比の鋼にて各種プレス成形性テストを
行なった結果では従来のフエライト＋パーライト組織の
鋼板（降伏比０．６５〜０．８５）より形状性が良好な
ことが確認されている。
行なった結果では従来のフエライト＋パーライト組織の
鋼板（降伏比０．６５〜０．８５）より形状性が良好な
ことが確認されている。
さてこのように降伏比の低い鋼板を得るには冷間圧延後
連続焼鈍する方法が最も有利と考えられていた。
連続焼鈍する方法が最も有利と考えられていた。
その冶金的背景は鋼板をフエライト（ｃｔ）＋オーステ
ナイ｝（ｒ）二相共存温度に加熱しその後急冷すること
によりγ相をマルテンサイトに変態させ、前記低降伏比
を得るもので、その冷却速度条件などにより鋼中、Ｃ量
，Ｍｎ量，Ｓｉ量などが調整される。
ナイ｝（ｒ）二相共存温度に加熱しその後急冷すること
によりγ相をマルテンサイトに変態させ、前記低降伏比
を得るもので、その冷却速度条件などにより鋼中、Ｃ量
，Ｍｎ量，Ｓｉ量などが調整される。
このような製造法による低降伏比高張力鋼板は前記のよ
うに形状性は良好であるがｒ値が１．０以下で低いこと
マルテンサイト組織を得るために多量のＭｎあるいはＳ
ｉの添加を必要とすることの２点の問題点があった。
うに形状性は良好であるがｒ値が１．０以下で低いこと
マルテンサイト組織を得るために多量のＭｎあるいはＳ
ｉの添加を必要とすることの２点の問題点があった。
そこで種々の実験，研究の結果、発明者らは鋼中Ｍｎ
，ＳｏｌＡｌ，Ｎを適量添加し、かつ前述連続焼鈍炉に
よる熱処理前に６５０〜８００℃の温度範囲で箱焼鈍す
ることにより、連続焼鈍後、降伏比０．６０以下でかつ
ｒ値１．２以上の高張力鋼板が容易に得られることが判
明した。
，ＳｏｌＡｌ，Ｎを適量添加し、かつ前述連続焼鈍炉に
よる熱処理前に６５０〜８００℃の温度範囲で箱焼鈍す
ることにより、連続焼鈍後、降伏比０．６０以下でかつ
ｒ値１．２以上の高張力鋼板が容易に得られることが判
明した。
すなわち冷間圧延した鋼板を箱焼鈍するとその昇温過程
でルヘが析出しｒ値に好ましい再結晶集合組織が形成さ
れこれは次工程の連続焼鈍でもこわされないので１．２
以上の高いｒ値が得られる。
でルヘが析出しｒ値に好ましい再結晶集合組織が形成さ
れこれは次工程の連続焼鈍でもこわされないので１．２
以上の高いｒ値が得られる。
また箱焼鈍の均熱過程では鋼板は６５０〜８００℃に加
熱されるため、その時存在するγ相中へＣ原子、Ｍｎ原
子が著しく偏折する。
熱されるため、その時存在するγ相中へＣ原子、Ｍｎ原
子が著しく偏折する。
しかし箱焼鈍の冷却速度は遅いためそのγ相はパーライ
トに変態し低降伏比とはならない。
トに変態し低降伏比とはならない。
次の連続焼鈍工程では、鋼板は６００〜８５０℃に加熱
されるため、上記パーライト相はγ相となり、次いで１
０〜１ ０ ０ ’Ｃ／ＳｅＣという速い冷却速度で冷
却されるため、これによりγ相はマルテンサイト相とな
る。
されるため、上記パーライト相はγ相となり、次いで１
０〜１ ０ ０ ’Ｃ／ＳｅＣという速い冷却速度で冷
却されるため、これによりγ相はマルテンサイト相とな
る。
この冷却速度については好ましくは、２０〜ｉｏｏ℃／
ｓｅｃとすることが望ましい。
ｓｅｃとすることが望ましい。
このようにしてフエライト＋マルテンサイトの組織が得
られる。
られる。
この製造法ではＭｎの偏折を利用しているので、鋼中平
均Ｍｎ量は少なくてすみ、それだけコストの低下とｒ値
の向上に寄与する。
均Ｍｎ量は少なくてすみ、それだけコストの低下とｒ値
の向上に寄与する。
さらに詳述すれば、第１表に示した成分を含有する供試
鋼（１）， ＣＢ） ， （Ｃ）を転炉で溶製しスラブ
となした後それぞれ加熱温度１２２０℃、仕上温度８６
０℃、巻取温度５６０℃の温度条件で熱間圧延して３．
２關厚の鋼板に仕上げた。
鋼（１）， ＣＢ） ， （Ｃ）を転炉で溶製しスラブ
となした後それぞれ加熱温度１２２０℃、仕上温度８６
０℃、巻取温度５６０℃の温度条件で熱間圧延して３．
２關厚の鋼板に仕上げた。
これを酸洗後通常の冷間圧延により０． ８ ｍｍ厚の
冷延鋼板に仕上げた後、昇温速度４０℃／ｈｒ，冷却速
度４０’Ｃ／ｈｒ，均熱時間１ ６ ｈｒ， Ｈ２とＮ
２の混合ガス雰囲気の焼鈍条件で均熱温度を５００〜８
００℃の間で変化させて箱焼鈍を行った後、昇温速度２
０ ’Ｃ／ｓｅｃ，均熱７５０℃１ｍｉｎ，冷却速度
１０℃／Ｓｅｃで室温まで冷却というヒートパターンで
連続焼鈍する熱処理試験を行った。
冷延鋼板に仕上げた後、昇温速度４０℃／ｈｒ，冷却速
度４０’Ｃ／ｈｒ，均熱時間１ ６ ｈｒ， Ｈ２とＮ
２の混合ガス雰囲気の焼鈍条件で均熱温度を５００〜８
００℃の間で変化させて箱焼鈍を行った後、昇温速度２
０ ’Ｃ／ｓｅｃ，均熱７５０℃１ｍｉｎ，冷却速度
１０℃／Ｓｅｃで室温まで冷却というヒートパターンで
連続焼鈍する熱処理試験を行った。
第１図は上記熱処理試験で得た供試鋼板の、ＪＩ８５号
引張試験片に基くＬ方向の引張試験の特性値から求めた
降伏比及びｒ値と箱焼鈍温度の関係を示した図表である
。
引張試験片に基くＬ方向の引張試験の特性値から求めた
降伏比及びｒ値と箱焼鈍温度の関係を示した図表である
。
図中●印および特性曲線Ｐは供試鋼（４）、○印および
特性曲線Ｑは供試鋼伯）、▲印および特性曲線Ｒは供試
鋼（Ｃ）のｒ値と箱焼鈍温度の関係を示し、●印および
特性曲線Ｓは供試鋼ω、○印および特性曲線Ｔは供試鋼
（Ｂ）、▲印および特性曲線Ｖは供試鋼（Ｃ）の降伏比
と箱焼鈍温度の関係を示す。
特性曲線Ｑは供試鋼伯）、▲印および特性曲線Ｒは供試
鋼（Ｃ）のｒ値と箱焼鈍温度の関係を示し、●印および
特性曲線Ｓは供試鋼ω、○印および特性曲線Ｔは供試鋼
（Ｂ）、▲印および特性曲線Ｖは供試鋼（Ｃ）の降伏比
と箱焼鈍温度の関係を示す。
第１図に見る通り、箱焼鈍温度が６５０〜８００℃の範
囲で、ｒ値１．２０以上及び降伏比０４６０以下の両方
を満足する本発明鋼（Ｂ）の成績が得られる。
囲で、ｒ値１．２０以上及び降伏比０４６０以下の両方
を満足する本発明鋼（Ｂ）の成績が得られる。
次にＣ０．０ ４ 〜０．０ ｓ％、Ｓ ｏｉ３Ａｌｌ
０． ０ ３ 〜０．０８％、ＮＯ．００３〜０．０
０８係、Ｐ０．０１０〜０．０２０φを含有し、これに
Ｓｉ０．０５〜０．２５饅添加した低Ｓｉ分のものと、
ＳｉＯ．６〜０．８％の高Ｓｉ分のものと二通りの鋼に
、更にＭｎを０．２〜３．３％の範囲で変化させて添加
して溶製した各種の供試鋼を、第１図で述べたと同様の
条件で０．８ｍπ厚の冷延鋼板に仕上げた後、昇温速度
４０°Ｃ／ｈｒ１均熱温度７００℃、均熱時間１ ６
ｈｒ， Ｈ２とＮ２の混合ガス雰囲気の条件で箱焼鈍し
、これを第１図と同様のヒートパターン即ち昇温速度２
０℃／Ｓｅｃ，均熱温度７５０℃１ｍｉ！Ｌ％冷却速度
１０℃／ＳｅＣの条件で連続焼鈍する熱処理試験を行っ
た。
０． ０ ３ 〜０．０８％、ＮＯ．００３〜０．０
０８係、Ｐ０．０１０〜０．０２０φを含有し、これに
Ｓｉ０．０５〜０．２５饅添加した低Ｓｉ分のものと、
ＳｉＯ．６〜０．８％の高Ｓｉ分のものと二通りの鋼に
、更にＭｎを０．２〜３．３％の範囲で変化させて添加
して溶製した各種の供試鋼を、第１図で述べたと同様の
条件で０．８ｍπ厚の冷延鋼板に仕上げた後、昇温速度
４０°Ｃ／ｈｒ１均熱温度７００℃、均熱時間１ ６
ｈｒ， Ｈ２とＮ２の混合ガス雰囲気の条件で箱焼鈍し
、これを第１図と同様のヒートパターン即ち昇温速度２
０℃／Ｓｅｃ，均熱温度７５０℃１ｍｉ！Ｌ％冷却速度
１０℃／ＳｅＣの条件で連続焼鈍する熱処理試験を行っ
た。
第２図は上記熱処理試験で得た代表例の、ＪＩ８５号引
張試験片に基くＬ方向の引張試験の特性値から求めた降
伏比及びｒ値とＭｎ量の関係を示す図表である。
張試験片に基くＬ方向の引張試験の特性値から求めた降
伏比及びｒ値とＭｎ量の関係を示す図表である。
図中○印は低Ｓｉ供試鋼板、●印は高Ｓｉ供試鋼板を示
し、特性曲線Ｆはｒ値とＭｎ量の関係、特性曲線Ｇは降
伏比とＭ口量の関係を示す。
し、特性曲線Ｆはｒ値とＭｎ量の関係、特性曲線Ｇは降
伏比とＭ口量の関係を示す。
第２図に見る通り、高Ｓｉ供試鋼板、低Ｓｉ供試鋼板共
に、Ｍｎ量０．８〜２．５咎の範囲でｒ値１．２０以上
、降伏比０．６０以下の両方を満足する成績を示す。
に、Ｍｎ量０．８〜２．５咎の範囲でｒ値１．２０以上
、降伏比０．６０以下の両方を満足する成績を示す。
本発明は上記知見に基いて合金或分と熱処理の両面から
改良を加えた新しい高張力冷延鋼板の製造方法を提供す
るものであって、Ｃ０．２０φ以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下
、Ｍ ｎ ０． ８ 〜２． ５ ％、ＳｏＡＡ７０．
０１ 〜０．２０％、ＮＯ．００ １ ５ 〜０．０１
５０％、Ｐ０．１０％以下を含有し、残部が実質的に
Ｆｅから成る鋼を、熱間圧延および冷間圧延後、６５０
〜８００℃の温度範囲で箱焼鈍し冷却後、６ｏｏ℃以上
の加熱帯０ある連続焼鈍炉にて加熱冷却することを要旨
とする。
改良を加えた新しい高張力冷延鋼板の製造方法を提供す
るものであって、Ｃ０．２０φ以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下
、Ｍ ｎ ０． ８ 〜２． ５ ％、ＳｏＡＡ７０．
０１ 〜０．２０％、ＮＯ．００ １ ５ 〜０．０１
５０％、Ｐ０．１０％以下を含有し、残部が実質的に
Ｆｅから成る鋼を、熱間圧延および冷間圧延後、６５０
〜８００℃の温度範囲で箱焼鈍し冷却後、６ｏｏ℃以上
の加熱帯０ある連続焼鈍炉にて加熱冷却することを要旨
とする。
本発明において鋼の成分を上記の如く限定した理由を説
明する。
明する。
Ｃ：０．２０％を越えるとスポット溶接性が劣化すると
共にｒ値も低下する。
共にｒ値も低下する。
Ｓｉ：１．Ｏ％を越えると冷延鋼板の表面性状が劣化す
ると共にｒ値も低下する。
ると共にｒ値も低下する。
ＳｏＡＡｌ： ０．０ １％未満では鋼の清浄度が低下
すると共にｒ値や低下する。
すると共にｒ値や低下する。
０． ２ ０ ％を越えると鋼の溶製が困難となる。
Ｍｎ：０．８０％未満ではＭｎ濃縮部でのＭｎ濃度が不
足し降伏比を低下させる効果が不十分であり、２．５％
を越えるとｒ値が１．２０以下に低下する。
足し降伏比を低下させる効果が不十分であり、２．５％
を越えるとｒ値が１．２０以下に低下する。
Ｎ：０．００１５φ以下では箱焼鈍時析出するＡ７Ｎの
量が少なく高いｒ値が得られない。
量が少なく高いｒ値が得られない。
０．０１５ ０多以上では延性が低下する。
Ｐ：安価な硬化元素であるが０．１０％以上添加すると
脆性破壊を生じやすい。
脆性破壊を生じやすい。
必要に応じて０．１０優まで添加される。
本発明方法において箱焼鈍の均熱温度範囲を６５０〜８
００℃に限定したのは、６５０℃未満及び８００℃を越
えた場合は降伏比０．６０以下が得られないからであり
、また連続焼鈍炉の加熱帯の温度を６００〜８５０℃に
限定したのは、６００℃未満では、前述したＣ，Ｍｎが
濃縮したパーライト部がオーステナイト相に変化せずそ
の結果、冷却過程でマルテンサイトが形成されないため
、降伏比が高くなる。
００℃に限定したのは、６５０℃未満及び８００℃を越
えた場合は降伏比０．６０以下が得られないからであり
、また連続焼鈍炉の加熱帯の温度を６００〜８５０℃に
限定したのは、６００℃未満では、前述したＣ，Ｍｎが
濃縮したパーライト部がオーステナイト相に変化せずそ
の結果、冷却過程でマルテンサイトが形成されないため
、降伏比が高くなる。
一方８５０°Ｃを越えると箱焼鈍時に、オーステナイト
中に濃縮したＭｎが再び拡散均一化して、冷却過程で所
望のマルテンサイトが得られずｒ値が低くなる。
中に濃縮したＭｎが再び拡散均一化して、冷却過程で所
望のマルテンサイトが得られずｒ値が低くなる。
また加熱後の冷却速度は、１０゜Ｃ／ＳｅＣ未満では、
フエライト，パーライト組織となり降伏比が上昇し好ま
しくない。
フエライト，パーライト組織となり降伏比が上昇し好ま
しくない。
一方１ ０ ０ ’Ｃ／ｓｅｃを越えると多量のマルテ
ンサイトが形或されすぎ、鋼板のｒ値が低下し、所望の
効果が得られない。
ンサイトが形或されすぎ、鋼板のｒ値が低下し、所望の
効果が得られない。
次に本発明の実施例について説明する。
前記第１表に示した成分の供試鋼（４）， （Ｂ） ，
（Ｃ）をそれぞれ転炉で溶製しスラブとなした後、加
熱温度１２２０℃、仕上温度８６０℃、巻取温度５６０
℃の温度条件で熱間圧延し３．２朋厚の鋼板に仕上げ酸
洗後、通常の冷間圧延により０． ８ ｍｍ厚の冷延鋼
板に仕上げ、これを昇温速度４０’Ｃ／ｈｒ，冷却速度
４ ０ ′Ｃ／ｈｒ，均熱温度７００℃、均熱時間１
６ ｈｒ．Ｈ２とＮ２の混合ガス雰囲気の焼鈍条件で箱
焼鈍し冷却後、昇温速度２０℃／ｓｅｃ，均熱温度７５
００Ｃｌ１１ｌｉ！ｌ１冷却速度１０°Ｃ／ＳｅＣのヒ
ートパターンで連続焼鈍を行った場合と、前記箱焼鈍を
省略して連続焼鈍を行った場合との二通りに分けて熱処
理試験した。
（Ｃ）をそれぞれ転炉で溶製しスラブとなした後、加
熱温度１２２０℃、仕上温度８６０℃、巻取温度５６０
℃の温度条件で熱間圧延し３．２朋厚の鋼板に仕上げ酸
洗後、通常の冷間圧延により０． ８ ｍｍ厚の冷延鋼
板に仕上げ、これを昇温速度４０’Ｃ／ｈｒ，冷却速度
４ ０ ′Ｃ／ｈｒ，均熱温度７００℃、均熱時間１
６ ｈｒ．Ｈ２とＮ２の混合ガス雰囲気の焼鈍条件で箱
焼鈍し冷却後、昇温速度２０℃／ｓｅｃ，均熱温度７５
００Ｃｌ１１ｌｉ！ｌ１冷却速度１０°Ｃ／ＳｅＣのヒ
ートパターンで連続焼鈍を行った場合と、前記箱焼鈍を
省略して連続焼鈍を行った場合との二通りに分けて熱処
理試験した。
上記熱処理試験で得た供試鋼板（４）， （Ｂ） ，
（Ｃ）の引張試験の各特性値及びｒ値を第２表に示す。
（Ｃ）の引張試験の各特性値及びｒ値を第２表に示す。
上記引張特性値はＪＩ８５号引張試験片によるＬ方向の
引張試験結果である。
引張試験結果である。
第２表に見る通り、本発明の成分範囲の鋼であって箱焼
鈍したものは降伏比０． ６ ０以下ｒ値１．２０以上
の両方を満足する戒績を示すが、箱焼鈍をしないものは
降伏比，ｒ値とも必要水準を満足せず、又比較鋼はすべ
て降伏比，ｒ値のいずれか一方又は両方が必要水準を満
足しないことを示す。
鈍したものは降伏比０． ６ ０以下ｒ値１．２０以上
の両方を満足する戒績を示すが、箱焼鈍をしないものは
降伏比，ｒ値とも必要水準を満足せず、又比較鋼はすべ
て降伏比，ｒ値のいずれか一方又は両方が必要水準を満
足しないことを示す。
Ｃ０．０４％、ｓｉｏ．ｏｔ％、Ｍｎ０．８５％、ＰＯ
．００６％、ＳｏｌＡＡ’ ０． １ ２ １ ％、Ｎ
Ｏ．００８８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりな
る鋼を転炉で溶製し、スラブとなした後加熱温度１２２
０’Ｃ．仕上温度８３０℃、巻取温度５６０℃の温度条
件で熱間圧延して、３．２ｍｍ厚の鋼板に仕上げた。
．００６％、ＳｏｌＡＡ’ ０． １ ２ １ ％、Ｎ
Ｏ．００８８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりな
る鋼を転炉で溶製し、スラブとなした後加熱温度１２２
０’Ｃ．仕上温度８３０℃、巻取温度５６０℃の温度条
件で熱間圧延して、３．２ｍｍ厚の鋼板に仕上げた。
これを酸洗後通常の冷間圧延により０．８ｍｍ厚の冷延
鋼板に仕上げた後、昇温速度２０’Ｃ／ｈｒ，冷却速度
４ ０ ′Ｃ／ｈｒ，均熱温度７５０℃、均熱時間２４
＊＊ｈｒ，Ｈ２とＮ２の混合ガス雰囲気中で、箱焼鈍を
行った後、昇温速度４０℃／ＳｅＣ，均熱時間９ＱＳｅ
Ｃの条件で、第３表に示すような均熱温度と均熱温度か
ら室温までの冷却速度を変えて連続焼鈍した。
鋼板に仕上げた後、昇温速度２０’Ｃ／ｈｒ，冷却速度
４ ０ ′Ｃ／ｈｒ，均熱温度７５０℃、均熱時間２４
＊＊ｈｒ，Ｈ２とＮ２の混合ガス雰囲気中で、箱焼鈍を
行った後、昇温速度４０℃／ＳｅＣ，均熱時間９ＱＳｅ
Ｃの条件で、第３表に示すような均熱温度と均熱温度か
ら室温までの冷却速度を変えて連続焼鈍した。
上記熱処理試験で得た供試鋼板の引張試験の各特性値及
びｒ値を第３表に示す。
びｒ値を第３表に示す。
第３表に見る通り、／Ｉ６１は連続焼鈍の均熱温度が本
発明範囲より低いためパーライト相がγ相とならず冷却
後にマルテンサイトが形成されないため降伏比が高い。
発明範囲より低いためパーライト相がγ相とならず冷却
後にマルテンサイトが形成されないため降伏比が高い。
／ｌ６．４は、連続焼鈍の均熱温度が高く、ＡＩとは逆
にマルテンサイトが多量に形成されるため、ｒｆ直が低
くなる。
にマルテンサイトが多量に形成されるため、ｒｆ直が低
くなる。
／４６５は、連続焼鈍の冷却速度が本発明範囲よりも遅
いため、組織がパーライト変態となり、降伏比が高くな
る。
いため、組織がパーライト変態となり、降伏比が高くな
る。
／ｌ６ＩＯは／ｌ６５とは逆に、冷却速度が本発明範囲
よりも速すぎるため、多量のマルテンサイトが形成され
、降伏比が高く、かつｒ値も悪くなる。
よりも速すぎるため、多量のマルテンサイトが形成され
、降伏比が高く、かつｒ値も悪くなる。
これに対し本発明法の範囲にある熱処理条件のものにつ
いては、降伏比０．６以下、ｒ値１．２０以上を満足す
る成績を示している。
いては、降伏比０．６以下、ｒ値１．２０以上を満足す
る成績を示している。
第１図は供試鋼板の熱処理試験における降伏比及びｒ値
と箱焼鈍温度の関係を示した図表、第２図は同じく降伏
比及びｒ値とＭｎ量の関係を示した図表である。
と箱焼鈍温度の関係を示した図表、第２図は同じく降伏
比及びｒ値とＭｎ量の関係を示した図表である。
Claims (1)
- Ｉ Ｃ０．２０％以下、Ｓｉｌ．０％以下、Ｍｎ０．
８〜２．５％、ＳｏｌＡｌｌ０．０１〜０．２ ｏ％、
ＮＯ．００１５〜０．０１５０優、Ｐ０．１０多以下、
を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延
および冷間圧延後、６５０〜８００℃の温度範囲で箱焼
鈍し冷却後、連続焼鈍炉にて、６ｏｏ〜８５０℃に加熱
し、次いで、冷却速度１０〜１００′Ｃ／ＳｅＣで冷却
することを特徴とする絞り性ならびに形状性にすぐれた
高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP849179A JPS5849624B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP849179A JPS5849624B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55100934A JPS55100934A (en) | 1980-08-01 |
| JPS5849624B2 true JPS5849624B2 (ja) | 1983-11-05 |
Family
ID=11694578
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP849179A Expired JPS5849624B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 |
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| JP (1) | JPS5849624B2 (ja) |
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1979
- 1979-01-27 JP JP849179A patent/JPS5849624B2/ja not_active Expired
Also Published As
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