JPS5910976B2 - 深絞り性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5910976B2 JPS5910976B2 JP55032381A JP3238180A JPS5910976B2 JP S5910976 B2 JPS5910976 B2 JP S5910976B2 JP 55032381 A JP55032381 A JP 55032381A JP 3238180 A JP3238180 A JP 3238180A JP S5910976 B2 JPS5910976 B2 JP S5910976B2
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- Japan
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- rolled steel
- steel sheet
- cold
- deep drawability
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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
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は良好な深絞り性を有する高張力冷延?板の製
造方法に関する。
造方法に関する。
最近自動車、電気製品などの素材として、従来の強度の
低い冷延鋼板に比べて高強度の、つまり高張力冷延鋼板
の利用が盛んになってきた。
低い冷延鋼板に比べて高強度の、つまり高張力冷延鋼板
の利用が盛んになってきた。
この目的に合致する高張力冷延鋼板は、従来の冷延鋼板
に劣らないだけのプレス成形性を有することが望ましい
が、一般に強度上昇によって生ずる延性の不足などのた
め、完全にこの条件を満すことは困難である。
に劣らないだけのプレス成形性を有することが望ましい
が、一般に強度上昇によって生ずる延性の不足などのた
め、完全にこの条件を満すことは困難である。
しかしながら、可能なかぎりプレス成形性の向上に努め
なければならない。
なければならない。
プレス成形性の良否を示す1つの値として、引張試験に
よって求められる塑性歪比rがあり、次式に示すr値で
絞り性が判定されている。
よって求められる塑性歪比rがあり、次式に示すr値で
絞り性が判定されている。
r=( ro +2r45+rg )/4ただし、ro
:圧延方向のr値 r45:圧延方向に対し45°方向のr値rg:圧延方
向に対し90°方向のr値 r値が大きい程絞り性は良好である。
:圧延方向のr値 r45:圧延方向に対し45°方向のr値rg:圧延方
向に対し90°方向のr値 r値が大きい程絞り性は良好である。
この発明は、引張強さは一般の冷延鋼板のほぼ30K9
/一より高い35〜4 5 Kf//2jで、しかも一
般の冷延鋼板に劣らないr値を有する深絞り性を有する
高張力冷延鋼板を提供するものである。
/一より高い35〜4 5 Kf//2jで、しかも一
般の冷延鋼板に劣らないr値を有する深絞り性を有する
高張力冷延鋼板を提供するものである。
この発明は、C0.02〜0.1 2%Si 0.20
%以下、Mn 0.1 0 〜1.0 0 %、P0.
020〜0.1 0 0 %、sol−AI0.020
〜0.120%、NO.0060〜0.0200%、残
部はFeおよび不可避的元素からなる鋼を連続鋳造又は
造塊分塊圧延にてスラブとなし、Ar3変態点以上の仕
上温度で熱間圧延した後、600℃以下250℃以上で
巻取へ冷間圧延後、350〜600℃の温度域を昇温速
度平均5〜150℃/hr で昇温し、630〜720
℃の温度域において1〜30hr保持し、600〜30
0℃の温度域を冷却速度平均65℃/hr以下で冷却し
て再結晶・焼なましを施こし、r値の高い、つまり深絞
り性の良好な高張力冷延鋼板を製造する方法である。
%以下、Mn 0.1 0 〜1.0 0 %、P0.
020〜0.1 0 0 %、sol−AI0.020
〜0.120%、NO.0060〜0.0200%、残
部はFeおよび不可避的元素からなる鋼を連続鋳造又は
造塊分塊圧延にてスラブとなし、Ar3変態点以上の仕
上温度で熱間圧延した後、600℃以下250℃以上で
巻取へ冷間圧延後、350〜600℃の温度域を昇温速
度平均5〜150℃/hr で昇温し、630〜720
℃の温度域において1〜30hr保持し、600〜30
0℃の温度域を冷却速度平均65℃/hr以下で冷却し
て再結晶・焼なましを施こし、r値の高い、つまり深絞
り性の良好な高張力冷延鋼板を製造する方法である。
この発明において、対象鋼の成分を限定したのは次の理
由による。
由による。
Cは0.02%以下では高強度が得にくく製鋼段階での
脱炭処理が必要となり、又o.12%を越えると高いr
値が得にくいため、深絞り性の向上がみられず、また溶
接性が劣化するため望ましくない。
脱炭処理が必要となり、又o.12%を越えると高いr
値が得にくいため、深絞り性の向上がみられず、また溶
接性が劣化するため望ましくない。
Siは0.20%を越えると熱延板の脱スケールが困難
となり、表面疵が発生しやすいと共に冷延後焼鈍工程に
おいてSiの酸化による特殊なテンパーカラーが付着し
、゛塗装性などが劣化する。
となり、表面疵が発生しやすいと共に冷延後焼鈍工程に
おいてSiの酸化による特殊なテンパーカラーが付着し
、゛塗装性などが劣化する。
Mnは強度増加成分であり、赤熱脆性防止のためにも0
.10%は必要であるが、1.00%以上になると高い
Y値が得られに《くなり、又コスト面からの問題が生じ
る。
.10%は必要であるが、1.00%以上になると高い
Y値が得られに《くなり、又コスト面からの問題が生じ
る。
Pは0.020%位までは通常の方法で不可避的元素と
して含有せしめるが、′Pは鋼の強化に非常に有効であ
ると同時に焼なまし後のT値が向上することがよく知ら
れているがAlキルド鋼にPを添加すると、冷延一焼な
まし後の結晶粒はAlキルド鋼としては展伸度が小さく
細粒化するため、r値の向上は比較的小さい。
して含有せしめるが、′Pは鋼の強化に非常に有効であ
ると同時に焼なまし後のT値が向上することがよく知ら
れているがAlキルド鋼にPを添加すると、冷延一焼な
まし後の結晶粒はAlキルド鋼としては展伸度が小さく
細粒化するため、r値の向上は比較的小さい。
しかし、Pは鋼を脆化させる成分であり、例えばスポッ
ト溶接部の破壊試験などでナゲット破断をきたし、破断
強度を低下するなどの欠点がある。
ト溶接部の破壊試験などでナゲット破断をきたし、破断
強度を低下するなどの欠点がある。
したがって、その含有量は0.1 0 0 %までとす
べきである。
べきである。
ところでこのp添加Alキルド鋼について多くの研究を
行った結果、NをP添加Alキルド鋼冷延鋼板に複合添
加することにより、焼なまし後の結晶粒の展伸度は通常
のAlキルド鋼のそれよりもむしろ大きく又、r値も通
常のAlキルド鋼と同等以上の値が得られることを明ら
かにした。
行った結果、NをP添加Alキルド鋼冷延鋼板に複合添
加することにより、焼なまし後の結晶粒の展伸度は通常
のAlキルド鋼のそれよりもむしろ大きく又、r値も通
常のAlキルド鋼と同等以上の値が得られることを明ら
かにした。
このNは通常の製鋼方法では0.0 0 6 0%以下
であるが、これを0.0 2 0 0%までの範囲で含
有せしめる。
であるが、これを0.0 2 0 0%までの範囲で含
有せしめる。
0.0200%以上の添加では再び結晶粒が微細化され
るので好ましくない。
るので好ましくない。
AIは脱酸剤としての役割を有する他、Nと結合してA
INを形成し、r値の上昇に寄与する。
INを形成し、r値の上昇に寄与する。
またPによる脆化を防止する作用もある。
このような効果を奏するには、sol−AIとして、0
.020%以上の含有が必要であるが、多量のAI含有
はその作用効果の向上が望めない上、むしろ劣化傾向を
有するのでその上限を0.1 2 0%とした。
.020%以上の含有が必要であるが、多量のAI含有
はその作用効果の向上が望めない上、むしろ劣化傾向を
有するのでその上限を0.1 2 0%とした。
またこの発明法において、熱延仕上温度をAr3変態点
以上としたのは、Ar3変態点以下では圧延中にフエラ
イト相が現われ、熱延結晶方位、ひいては冷延成品の結
晶方位が劣化し絞り性の低下をきたすからである。
以上としたのは、Ar3変態点以下では圧延中にフエラ
イト相が現われ、熱延結晶方位、ひいては冷延成品の結
晶方位が劣化し絞り性の低下をきたすからである。
また、熱延巻取温度を600℃以下250℃以上とした
のは、600℃以上では巻取後にAANが析出するため
、本来焼鈍昇熱中に析出して成品の絞り性を高める効果
が失われ、250℃以下では冷却のための水量を増し能
率の低下を招くが、絞り性に対する効果は変らないから
である。
のは、600℃以上では巻取後にAANが析出するため
、本来焼鈍昇熱中に析出して成品の絞り性を高める効果
が失われ、250℃以下では冷却のための水量を増し能
率の低下を招くが、絞り性に対する効果は変らないから
である。
巻取り後は、酸洗等による脱スケールおよび冷間圧延を
行なう。
行なう。
冷間圧延は一般に行なわれている通常の方法で行なう。
冷間圧延後の焼鈍処理において、焼鈍炉での昇温速度を
平均5〜150℃/hr としたのは高いr値が得ら
れないからである。
平均5〜150℃/hr としたのは高いr値が得ら
れないからである。
また、均熱温度を630〜730℃に限定したのは、6
30℃以下の温度では再結晶が十分に行なわれず7値の
向上がみられない。
30℃以下の温度では再結晶が十分に行なわれず7値の
向上がみられない。
一方、720℃を越えると鋼板の焼つきなどが起こるた
め好ましくない。
め好ましくない。
この温度での保持時間を1〜30hrと限定したのは、
1hr未満では再結晶粒の成長が不十分であり、良好な
絞り性が得られないこと、またこれを30hr以上延長
しても絞り性向上の効果は少なく、かえって結晶の粗大
化による不具合をきたすからである。
1hr未満では再結晶粒の成長が不十分であり、良好な
絞り性が得られないこと、またこれを30hr以上延長
しても絞り性向上の効果は少なく、かえって結晶の粗大
化による不具合をきたすからである。
また、冷却速度については、徐冷することによるフエラ
イト相中の固溶炭素の減少効果に基づく時効硬化現象に
よる成品性能の劣化を防止する意味から、平均65℃/
hr以下とした。
イト相中の固溶炭素の減少効果に基づく時効硬化現象に
よる成品性能の劣化を防止する意味から、平均65℃/
hr以下とした。
すなわち、平均冷却速度が65℃/hr以上になると時
効劣化が顕著となるからである。
効劣化が顕著となるからである。
次に、この発明の実施例について説明する。
実施例
第1表に示す成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造
によりスラブとし、これらのスラブを仕上温度880℃
で熱間圧延して2.8rrrrrL厚さの鋼板とし、こ
れを酸洗後冷間圧延して0.7mm厚さの冷延鋼板とし
た。
によりスラブとし、これらのスラブを仕上温度880℃
で熱間圧延して2.8rrrrrL厚さの鋼板とし、こ
れを酸洗後冷間圧延して0.7mm厚さの冷延鋼板とし
た。
その後、第1表に示す温度で17時間焼なましを施した
。
。
そして得られた鋼板の機械的性質について試験を行った
結果を第2表に示す。
結果を第2表に示す。
第2表の結果より、本発明の実施による鋼はすべて3
6 Kl’mm以上の引張強さが得られ、また引張強さ
が36K97一以上でありながらT値もすべて1.8以
上と、すぐれた深絞り性を保持していることがわかる。
6 Kl’mm以上の引張強さが得られ、また引張強さ
が36K97一以上でありながらT値もすべて1.8以
上と、すぐれた深絞り性を保持していることがわかる。
このようなこの発明鋼の特性はPおよびNの複合含有と
高温再結晶焼なまし効果によるものである。
高温再結晶焼なまし効果によるものである。
Claims (1)
- I C0.02〜0.12係、Sin,20%以下、
Mn0.10〜1.00係、0.020〜0.100%
、sot−At0.20〜0.120%、NO.006
0〜0.0 2 0 0%、残部はFeおよび不可避的
元素からなる鋼を連続鋳造又は造塊分塊にてスラブとな
し、Ar3 変態点以上の仕上温度で熱間圧延した後、
600℃以下250℃以上で巻取り、冷間圧延後、35
0〜600℃の温度域を昇温速度平均5〜150℃/h
rで昇温し、630〜720℃の温度域において1〜3
0hr保持し、600〜300℃の温度域を冷却速度平
均65℃/hr以下で冷却して再結晶焼なましを施すこ
とを特徴とする深絞り性の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 |
---|---|---|---|
JP55032381A JPS5910976B2 (ja) | 1980-03-13 | 1980-03-13 | 深絞り性の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 |
---|---|---|---|
JP55032381A JPS5910976B2 (ja) | 1980-03-13 | 1980-03-13 | 深絞り性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS56130429A JPS56130429A (en) | 1981-10-13 |
JPS5910976B2 true JPS5910976B2 (ja) | 1984-03-13 |
Family
ID=12357365
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP55032381A Expired JPS5910976B2 (ja) | 1980-03-13 | 1980-03-13 | 深絞り性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5910976B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61166992A (ja) * | 1985-01-17 | 1986-07-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 外観および光沢に優れた鋼板の電気亜鉛メッキ方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5331132A (en) * | 1976-09-03 | 1978-03-24 | Konishiroku Photo Ind Co Ltd | Silver halide color photographic light sensitive material |
JPS5531182A (en) * | 1978-08-28 | 1980-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High strength cold rolled steel plate with superior workability and manufacture thereof |
-
1980
- 1980-03-13 JP JP55032381A patent/JPS5910976B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5331132A (en) * | 1976-09-03 | 1978-03-24 | Konishiroku Photo Ind Co Ltd | Silver halide color photographic light sensitive material |
JPS5531182A (en) * | 1978-08-28 | 1980-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High strength cold rolled steel plate with superior workability and manufacture thereof |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS56130429A (en) | 1981-10-13 |
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