JPS591774B2 - プレス成形性の良好な低降伏比高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性の良好な低降伏比高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS591774B2 JPS591774B2 JP14200680A JP14200680A JPS591774B2 JP S591774 B2 JPS591774 B2 JP S591774B2 JP 14200680 A JP14200680 A JP 14200680A JP 14200680 A JP14200680 A JP 14200680A JP S591774 B2 JPS591774 B2 JP S591774B2
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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 Steel (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、カロ丁性、塗装性ともすぐれた引張強さ35
〜60に97mA緻の混合組織高張力冷延鋼板の製造方
法に関するものである。
〜60に97mA緻の混合組織高張力冷延鋼板の製造方
法に関するものである。
近年、冷延鋼板に対して、単に加工性だけでなく高い強
度も要求されるようになってきた。
度も要求されるようになってきた。
たとえば自動車の燃費低減のための軽量化に伴ない、こ
れに使用する冷延鋼板が高強度化されつつある。
れに使用する冷延鋼板が高強度化されつつある。
このような目的に対して種々のタイプの高張力冷延鋼板
が開発されている。
が開発されている。
それらの中で最近著しく注目されているものにP添加高
張力冷延鋼板と混合組織高張力冷延鋼板がある。
張力冷延鋼板と混合組織高張力冷延鋼板がある。
前者は強度のわりにr値が優れており、深絞り成形に適
した材料である。
した材料である。
その強度はP添加で確保しているが、多量のP添加は脆
性劣化をもたらすため、P添加鋼で引張強さく以下T、
Sと略す) 45 kg/mj以上の強度を得ることは
困難である。
性劣化をもたらすため、P添加鋼で引張強さく以下T、
Sと略す) 45 kg/mj以上の強度を得ることは
困難である。
さらにP添加鋼の降伏強さく以下Y、Sと略す)はT、
Sの60%以上と高いため形状凍結性に劣り、また成形
加工後の塗装焼付による強度増加性(以下B、H性と略
す)もない。
Sの60%以上と高いため形状凍結性に劣り、また成形
加工後の塗装焼付による強度増加性(以下B、H性と略
す)もない。
一方、混合組織鋼板はフェライトとマルテンサイトから
成る組織を呈しており、そのことによって材質上多くの
特長が得られる。
成る組織を呈しており、そのことによって材質上多くの
特長が得られる。
つまりマルテンサイト量の調整によって比較的簡単に高
強度が得られる。
強度が得られる。
Y、SはT、Sに比べ著しく低く60%以下であり、n
値が高く延性も良好である。
値が高く延性も良好である。
したがって形状凍結性、歪伝播性、張り出し成形性に優
れている。
れている。
さらにB、H性が太きいため耐テント性も良好である。
一般に混合組織鋼板は連続焼鈍によって製造される。
連続焼鈍法の混合組織形成に必要な下限の臨界冷却速度
CRo(’C/S)と合金元素量の関係は本発明者らの
詳細な検討によれば下記(2)式で現わされる。
CRo(’C/S)と合金元素量の関係は本発明者らの
詳細な検討によれば下記(2)式で現わされる。
一7ogCRo(’C/ S ) −1,75Mn (
%)+0.45 S i(%)+ 2.25 Cr(%
)+4.62Mo(%)−3,95・(2)つまり合金
元素量が少ないはどCRoは大きくなるが、冷却速度が
太きいとフェライト中の固溶C量が増加するためY、S
および降伏比(以下Y、Rと略す)が高くなる。
%)+0.45 S i(%)+ 2.25 Cr(%
)+4.62Mo(%)−3,95・(2)つまり合金
元素量が少ないはどCRoは大きくなるが、冷却速度が
太きいとフェライト中の固溶C量が増加するためY、S
および降伏比(以下Y、Rと略す)が高くなる。
したがって低降伏比の混合組織高張力鋼板を得るために
は比較的多量の合金元素を添加し、α±γ2相域加相接
加熱後ガスジェットはミスト程度冷却(10〜b の連続焼純を行なわねばならない。
は比較的多量の合金元素を添加し、α±γ2相域加相接
加熱後ガスジェットはミスト程度冷却(10〜b の連続焼純を行なわねばならない。
このような多量の合金元素の添加はr値を低下させるた
め深絞り成形に適さない。
め深絞り成形に適さない。
r値を高くするためには合金添力ロ量を少なくする必要
があり、少ない合金量で混合組織を得るためには(2)
式に従って著しく大きな冷却速度が必要となる。
があり、少ない合金量で混合組織を得るためには(2)
式に従って著しく大きな冷却速度が必要となる。
このようにしで製造された混合組織鋼板のY、S 、
Y、Rは高くなる。
Y、Rは高くなる。
混合組織鋼板のr値を向上させる方法として特公昭55
−10650号記載の「深絞り性のすぐれた高強度冷延
鋼板の製造法」がある。
−10650号記載の「深絞り性のすぐれた高強度冷延
鋼板の製造法」がある。
この方法ではr値向上を図るため冷延後頁結晶温度〜A
c3点間の温度で箱焼鈍を行ない、その後混合組織とす
るために700〜800℃に力日熱後焼入れ焼戻しを伴
なう連続焼鈍を行なう。
c3点間の温度で箱焼鈍を行ない、その後混合組織とす
るために700〜800℃に力日熱後焼入れ焼戻しを伴
なう連続焼鈍を行なう。
その実施例によれば0.5%Mnあるいは0.85%M
nを含む鋼板を700℃、5Hの箱焼鈍後750〜80
0℃加熱後水焼入れ、焼戻し後それぞれ1.43 、1
.35のr値の高張力鋼板が得られる。
nを含む鋼板を700℃、5Hの箱焼鈍後750〜80
0℃加熱後水焼入れ、焼戻し後それぞれ1.43 、1
.35のr値の高張力鋼板が得られる。
しかしY、Sは29〜45kg/mJと高< y、sも
64〜80%と高い。
64〜80%と高い。
さらは特開昭55−100934号に示される「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」
がある。
ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法」
がある。
この方法も上記と同様に箱焼鈍と連続焼鈍を組合せた2
回焼鈍法であるが、実施例によれば連続焼鈍後の冷却速
度が10℃/Sのとき高r値と同時に低降伏比が得られ
る。
回焼鈍法であるが、実施例によれば連続焼鈍後の冷却速
度が10℃/Sのとき高r値と同時に低降伏比が得られ
る。
しかしこの方法ではMn重量、8%以上を必要としく実
施例では1.42%Mn)、Lかも箱焼鈍を行なうため
焼鈍中にMnが表面に濃化しテンパーカラーを生じ、塗
装性が劣化する。
施例では1.42%Mn)、Lかも箱焼鈍を行なうため
焼鈍中にMnが表面に濃化しテンパーカラーを生じ、塗
装性が劣化する。
したがってそのままでは自動車用鋼板として使用できな
い。
い。
このように従来はY、S、r値ともに優れ、かつ塗装性
の良好な高張力冷延鋼板を製造することは困難であった
。
の良好な高張力冷延鋼板を製造することは困難であった
。
さて塗装性を良好ならしめるには有害なMn 、 S
iなどの合金量を少なくしなければならない。
iなどの合金量を少なくしなければならない。
このように少ない合金量で低Y、Sの混合組織鋼板を製
造する方法について本発明者らは種々の研究を重ねた結
果、箱焼鈍と連続焼鈍条件、とくに箱焼鈍時の保持時開
と連続焼鈍時の冷却速度を制御することによって塗装性
、r値、降伏比ともに良好な混合組織冷延板を製造する
方法を見出した。
造する方法について本発明者らは種々の研究を重ねた結
果、箱焼鈍と連続焼鈍条件、とくに箱焼鈍時の保持時開
と連続焼鈍時の冷却速度を制御することによって塗装性
、r値、降伏比ともに良好な混合組織冷延板を製造する
方法を見出した。
本発明の構成は以下の如く要約される。
重量%でC: 0.02〜0.12%、Mn:0.5〜
0、8%、At:0.10%以下を含み、またときには
さらに0.03〜0.15%のp、0.1〜0.5%の
5i10.05〜1.0%のCr1005〜0.5%の
Mo、0.01〜0.1%のNb、 0.01〜0.1
%のTi10、01〜0.1%のvおよび5〜1100
ppのBのうちから選ばれる一種または二種以上を含有
し、残部実質的にFeから成る鋼を冷間圧延後AC1〜
AC,+100℃の温度範囲で、かつAC1点以上の温
度域における滞留時間が(1)式で決まるt時間以上の
箱焼鈍を行ない、その後α+γ域に1秒以上刃口熱し、
加熱温度から300℃以下までの平均冷却速度を下記(
1)式のCR(℃/S)以上200℃/S以下とする連
続焼鈍を行なうことを特徴とし降伏比60%以下でプレ
ス成形性、塗装性の良好な高張力冷延鋼板の製造方法。
0、8%、At:0.10%以下を含み、またときには
さらに0.03〜0.15%のp、0.1〜0.5%の
5i10.05〜1.0%のCr1005〜0.5%の
Mo、0.01〜0.1%のNb、 0.01〜0.1
%のTi10、01〜0.1%のvおよび5〜1100
ppのBのうちから選ばれる一種または二種以上を含有
し、残部実質的にFeから成る鋼を冷間圧延後AC1〜
AC,+100℃の温度範囲で、かつAC1点以上の温
度域における滞留時間が(1)式で決まるt時間以上の
箱焼鈍を行ない、その後α+γ域に1秒以上刃口熱し、
加熱温度から300℃以下までの平均冷却速度を下記(
1)式のCR(℃/S)以上200℃/S以下とする連
続焼鈍を行なうことを特徴とし降伏比60%以下でプレ
ス成形性、塗装性の良好な高張力冷延鋼板の製造方法。
7ogCR(℃/5)−1,73(2−6−0,04t
)Mn(%)+6.06P(%)+0.458i(%)
+2.25Cr(%)+4.62 Mo (%)−3,
95・・・・・・・・・・・・(1)本発明は上記した
ところにおいて、まず鋼の成分を特定すること、モして
冷間圧延後にAC1〜AC,+100℃の温度範囲でt
時間以上の箱焼鈍を行なうことの他に重要なのが、箱焼
鈍後さらにα十γ2相域加熱後CR(℃/S)以上20
0’C/S以下の冷却を伴なう連続焼鈍を行なうことで
ある。
)Mn(%)+6.06P(%)+0.458i(%)
+2.25Cr(%)+4.62 Mo (%)−3,
95・・・・・・・・・・・・(1)本発明は上記した
ところにおいて、まず鋼の成分を特定すること、モして
冷間圧延後にAC1〜AC,+100℃の温度範囲でt
時間以上の箱焼鈍を行なうことの他に重要なのが、箱焼
鈍後さらにα十γ2相域加熱後CR(℃/S)以上20
0’C/S以下の冷却を伴なう連続焼鈍を行なうことで
ある。
つまり塗装性とr値向上を図るために合金添力ロ量を少
なくし、箱焼鈍を行なうが、この箱焼鈍をα+γ2相域
の低温側でかつAC1点以上の滞留時間をt時間以上と
することによってγ相への合金元素とくにMnの濃化を
図る。
なくし、箱焼鈍を行なうが、この箱焼鈍をα+γ2相域
の低温側でかつAC1点以上の滞留時間をt時間以上と
することによってγ相への合金元素とくにMnの濃化を
図る。
この■濃化(1)式のCRを下げるため箱焼鈍後の連続
焼鈍のカスジェットあるいはミスト程度の冷却速度での
混合組織形成を可能にし、その結果r値が高くY、Rの
低い高張力冷延鋼板が得られる。
焼鈍のカスジェットあるいはミスト程度の冷却速度での
混合組織形成を可能にし、その結果r値が高くY、Rの
低い高張力冷延鋼板が得られる。
以下に実験データにもとずいて本発明を説明する。
0.05%C−0,7%Mn 0.07%P−0.0
6%At鋼の引張特性におよぼす箱焼鈍と770℃。
6%At鋼の引張特性におよぼす箱焼鈍と770℃。
60 secの連続焼鈍の影響を第1図に示す。
本供試材は合金添加量が少ないため単なる連続焼鈍だけ
では降伏点伸び(以下y、s tと略)が5%以上あり
、Y、S、降伏比ともに高く、混合組織は得られない。
では降伏点伸び(以下y、s tと略)が5%以上あり
、Y、S、降伏比ともに高く、混合組織は得られない。
またr値も10〜1,2と低い。一方、連続焼鈍前に箱
焼鈍を行なうことによって下値は著しく向上する。
焼鈍を行なうことによって下値は著しく向上する。
また箱焼鈍条件としてはα域焼鈍(690℃)よりはα
+γ域焼鈍(750℃)の方がr値は高い。
+γ域焼鈍(750℃)の方がr値は高い。
さてα十γ域箱焼鈍後連続焼鈍を行なった試料では連続
焼鈍時の冷却速度が10℃/Sから30℃/Sの間でY
、Etが急激に減少し、またそれに伴なってY、Sが減
少し、Y、Rも60%以下になる。
焼鈍時の冷却速度が10℃/Sから30℃/Sの間でY
、Etが急激に減少し、またそれに伴なってY、Sが減
少し、Y、Rも60%以下になる。
つまり30℃/S以上の冷却速度で混合組織が得られる
。
。
一方箱焼鈍をα域の690℃で行なった試料では、20
00”C/S冷却を除くいずれの冷却条件でもY、E
t 。
00”C/S冷却を除くいずれの冷却条件でもY、E
t 。
Y、Rともに大きく、混合組織は得られない。
箱焼鈍温度でこのような差が生ずる理由は、α+γ域で
はα相からγ相へのMn濃化が生ずるが、α域ではMn
濃化の対象となるγ相がないためと考えられる。
はα相からγ相へのMn濃化が生ずるが、α域ではMn
濃化の対象となるγ相がないためと考えられる。
次に本発明においで、成分組成ならびに処理条件を限定
する理由について詳細に説明する。
する理由について詳細に説明する。
C:C量はマルテンサイトの体積率を通じて鋼板の引張
強さを支配するため重要である。
強さを支配するため重要である。
強度増力口のためにはC量が多いほど好ましいが、r値
の劣化および沿接性の劣化を避けるためにその上限は0
.12%に規制される。
の劣化および沿接性の劣化を避けるためにその上限は0
.12%に規制される。
一方引張強さ40に9/−またはそれ以下を達成するた
めにはC量が低いほど望ましいが、002%以下ではα
→γ変態点が急激に上昇しα十γ2相温度領域が狭くな
り、焼鈍時の温度管理が困難になるため下限を0.02
%に設定した。
めにはC量が低いほど望ましいが、002%以下ではα
→γ変態点が急激に上昇しα十γ2相温度領域が狭くな
り、焼鈍時の温度管理が困難になるため下限を0.02
%に設定した。
Mn:Mnは混合組織鋼板ではγ安定化元素として重要
であり、(2)式から明らかなようにMn量が多いはど
CRoは小さく、また(1)式から明らかなようにCR
を固定した場合Mn量が多いほど箱焼鈍時の時間tも小
さくなる。
であり、(2)式から明らかなようにMn量が多いはど
CRoは小さく、また(1)式から明らかなようにCR
を固定した場合Mn量が多いほど箱焼鈍時の時間tも小
さくなる。
しかしMnはr値を劣化させると同時に箱焼鈍時に板表
面に譲化しテンパーカラーを生じその結果塗装性を劣化
させる。
面に譲化しテンパーカラーを生じその結果塗装性を劣化
させる。
r値と塗装性の両者を同時に良好ならしめる上限として
0.8%を設定した。
0.8%を設定した。
その下限は箱焼鈍後のCRが200℃/S以下になる条
件(1)式として0.5%に設定される。
件(1)式として0.5%に設定される。
At:脱酸元素として有用であり、さらにA、tNとし
て集合組織の改善効果もある。
て集合組織の改善効果もある。
これらの目的に対しては0.1%以下の添カロで充分で
あり、したがって上限を0.1%に設定する。
あり、したがって上限を0.1%に設定する。
基本成分であるC、MnおよびAtについては上述した
とおりである。
とおりである。
また必要に応じて添加されることのあるP 、 Si、
Cr、Mo、Nb、Ti。
Cr、Mo、Nb、Ti。
■およびBについては以下の理由による。
P:強度増加、r値向上およびCRの低減ともに効果が
あるが、これらの効果を期待するには0.03%以上が
必要であり、また0、15%以上の添加は脆化および溶
接性の劣化をもたらすため上限が0.15%に規定され
る。
あるが、これらの効果を期待するには0.03%以上が
必要であり、また0、15%以上の添加は脆化および溶
接性の劣化をもたらすため上限が0.15%に規定され
る。
Sj :強度を上げるさ同時に延性の劣化が少ないため
より高強度の鋼板に有用な元素である。
より高強度の鋼板に有用な元素である。
この効果の現われる量として0.1%を下限とする。
しかしSiはMnと同様に表面濃化により塗装性を劣化
させるため上限が05%に設定される6Cr、Mo :
(1)式のCR低減効果はMnよりも大きくその使用
は好ましいが高価であると同時に多量部カロはr値の劣
化をもたらすためCr、Moそれぞれの上限が0.1%
、0.5%に設定される。
させるため上限が05%に設定される6Cr、Mo :
(1)式のCR低減効果はMnよりも大きくその使用
は好ましいが高価であると同時に多量部カロはr値の劣
化をもたらすためCr、Moそれぞれの上限が0.1%
、0.5%に設定される。
またCr、Moそれぞれの効果が現われるのは0.05
%以上であり、この値を下限とする。
%以上であり、この値を下限とする。
Nb 、 Ti 、V :細粒化および炭窒化物の析出
によるる強化の著しい元素であり、高強度の必要な場合
に有効である。
によるる強化の著しい元素であり、高強度の必要な場合
に有効である。
これらの効果が顕著に現われる量としてNb、Ti、V
それぞれ0.01〜0.10%範囲が規定される。
それぞれ0.01〜0.10%範囲が規定される。
B:(]、)式のCRを減少させる効果が著しく(Bの
存在によって(1)式の定数項一3,95が−3,4と
なる)、その効果が現われる範囲として5〜100p陣
が設定される。
存在によって(1)式の定数項一3,95が−3,4と
なる)、その効果が現われる範囲として5〜100p陣
が設定される。
以上の組成から成る鋼は通常の条件で熱間圧延され、引
き続いて酸洗、冷間圧延されるがr値向上を図るために
は熱延時低温巻取が好ましく、また冷間圧下率も50%
以上好ましくは60%以上とする。
き続いて酸洗、冷間圧延されるがr値向上を図るために
は熱延時低温巻取が好ましく、また冷間圧下率も50%
以上好ましくは60%以上とする。
箱焼鈍はr値向上と同時に合金元素とくにMnのγ相へ
の濃化を図るために重要である。
の濃化を図るために重要である。
そのために焼鈍温度はα+γ域に設定される。
α+γの高温域ではγ相の量が多くなると同時にγ相の
平衡Mn量が低く、大幅な濃化が期待できない。
平衡Mn量が低く、大幅な濃化が期待できない。
したがって焼鈍温度はα+γの低温域つまりAC1〜A
C1+100℃の範囲に限定される。
C1+100℃の範囲に限定される。
この温度領域における滞留時間はMnのγへの濃化にと
って重要であり、次工程の連続焼鈍時の冷却速度CRで
混合組織を得るに必要な下限の時間t (hr)は多く
の実験結果を整理した結果(1)式で表わされることが
明らかとなった。
って重要であり、次工程の連続焼鈍時の冷却速度CRで
混合組織を得るに必要な下限の時間t (hr)は多く
の実験結果を整理した結果(1)式で表わされることが
明らかとなった。
0.04%C−0,65%Mn −0,25%Cr鋼冷
延板を740℃で1〜100hrの箱焼鈍を行ないその
後770°G 60 sec保持30またjま80°C
/sec冷却の連続焼鈍を行なった試料のY、ElとY
、Rを第2図に示す。
延板を740℃で1〜100hrの箱焼鈍を行ないその
後770°G 60 sec保持30またjま80°C
/sec冷却の連続焼鈍を行なった試料のY、ElとY
、Rを第2図に示す。
同図から明らかなよう1こ箱焼鈍後連続焼鈍時の冷却速
度が30あるいは80℃/Sでは箱焼鈍を行なわない場
合はもちろん、箱焼鈍を行なってもAC1点以上の滞留
時間が短い場合にはY、E tが大きくまたY、Rも高
く混合組織鋼板の性質が得られない。
度が30あるいは80℃/Sでは箱焼鈍を行なわない場
合はもちろん、箱焼鈍を行なってもAC1点以上の滞留
時間が短い場合にはY、E tが大きくまたY、Rも高
く混合組織鋼板の性質が得られない。
しかし滞留時間が(1)式から計算される値つまりCR
=30℃/Sの場合t=30hr、CR−80℃/Sで
t=9.6hr以上ではY、E tが急激に減少し1%
以下となり、またY、Rも60%以下となり混合組織鋼
板が得られる。
=30℃/Sの場合t=30hr、CR−80℃/Sで
t=9.6hr以上ではY、E tが急激に減少し1%
以下となり、またY、Rも60%以下となり混合組織鋼
板が得られる。
なお(1)式から明らかなようにCRと合金元素量の組
合せによってはt = Ohr、つまり箱焼鈍なしでも
混合組織が得られる場合があるが、箱焼鈍なしでは本発
明の目的とする高r値は得られない。
合せによってはt = Ohr、つまり箱焼鈍なしでも
混合組織が得られる場合があるが、箱焼鈍なしでは本発
明の目的とする高r値は得られない。
したがって高r値とさらにコイル全体の均熱を得るため
にAC1点以上の滞留時間が1時間以上の箱焼鈍が必要
でめるO 箱焼鈍後鋼板は形状端正または次工程の連続焼鈍炉通板
時のストレッチャーストレイン発生防止のため必要に応
じて調質圧延を施され、次いで連続焼鈍される。
にAC1点以上の滞留時間が1時間以上の箱焼鈍が必要
でめるO 箱焼鈍後鋼板は形状端正または次工程の連続焼鈍炉通板
時のストレッチャーストレイン発生防止のため必要に応
じて調質圧延を施され、次いで連続焼鈍される。
連続焼鈍は箱焼鈍後フェライトとMnの濃化したパーラ
イトから成る組織をフェライト・マルテンサイチ組織に
し高T、S 、低Y、S、高延性、およびBH性を得る
ために行なわれる。
イトから成る組織をフェライト・マルテンサイチ組織に
し高T、S 、低Y、S、高延性、およびBH性を得る
ために行なわれる。
鋼板はパーライトをγ相とするためにAC1点以上に1
sec以上加熱された後、(1)式で表わされるCR以
上で300℃以下まで冷却される。
sec以上加熱された後、(1)式で表わされるCR以
上で300℃以下まで冷却される。
冷却速度がCR以下の場合にはマルテンサイトが得られ
ず、その結果低Y、Rが得られない。
ず、その結果低Y、Rが得られない。
一方冷却速度が200℃/S以上は工業的に安定で得る
ことが困難であり、またフェライト中の固溶C量も増加
しY、Sが高くなり、Y、Rも高くなる。
ことが困難であり、またフェライト中の固溶C量も増加
しY、Sが高くなり、Y、Rも高くなる。
したがって連続焼鈍時の冷却速度はCR以上200’C
/S以下としなければならない。
/S以下としなければならない。
連続焼鈍後の過時効処理、調質圧延はいずれも鋼板のY
、S増加をもたらすため好ましくない。
、S増加をもたらすため好ましくない。
したがってこれらの処理は避はわばならず、もし形状調
整のために調質圧延が必要であっても、その圧下率は必
要最小限にしなければならない。
整のために調質圧延が必要であっても、その圧下率は必
要最小限にしなければならない。
以上の方法で製造される混合組織鋼板はテンパーカラー
がなくr値が高くかつ濃化焼鈍によってフェライト相は
より純化されるためY、Sが低くなり、その結果Y、R
が60%以下となり、また延性も良好である。
がなくr値が高くかつ濃化焼鈍によってフェライト相は
より純化されるためY、Sが低くなり、その結果Y、R
が60%以下となり、また延性も良好である。
さらに混合組織鋼共通のR,H性もある。
したがって深絞り性、張出し性、形状凍結性、耐プント
性、塗装性などの要求される用途、たとえば自動車の外
板などに最適で、ある。
性、塗装性などの要求される用途、たとえば自動車の外
板などに最適で、ある。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例
下記の表に示す組成の鋼を熱延(CT:500〜600
℃)で2.6van厚とし、酸洗後0,8問厚に冷延し
、箱焼鈍後0.4〜0.8%のスキンパスを行ない連続
焼鈍を行なった。
℃)で2.6van厚とし、酸洗後0,8問厚に冷延し
、箱焼鈍後0.4〜0.8%のスキンパスを行ない連続
焼鈍を行なった。
それらの鋼板の引張特性を表、第1図および2図に示す
。
。
同図、同表から明らかなように本発明に従って製造され
た鋼板はいずれもY、Rが60%以下でr値も高くかつ
テンパーカラーもないがあっても軽度のため塗装性も窓
好である−
た鋼板はいずれもY、Rが60%以下でr値も高くかつ
テンパーカラーもないがあっても軽度のため塗装性も窓
好である−
第1図は鋼板の引張特性におよぼす箱焼鈍および連続焼
鈍の影響を冷却速度を変化させて調べた結果を示す図、
第2図は鋼の引張特性におよぼす箱焼鈍時AC,点以上
の滞留時間の影響を示す図である。
鈍の影響を冷却速度を変化させて調べた結果を示す図、
第2図は鋼の引張特性におよぼす箱焼鈍時AC,点以上
の滞留時間の影響を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%でC: 0.02〜0.12%、Mn :
0.5〜0.8%、A7:0.10%以下を含み、残部
実質的にFeから成る鋼を冷間圧延後AC1〜AC1+
100℃の温度範囲で、かつAC1点以上の温度域にお
ける滞留時間が下記(1)式で決まるt時間以上の箱焼
鈍を行ない、その後α+γ域に1秒以上加熱し、加熱温
度から300℃以下までの平均冷却速度を下記(1)式
のCB、(’C/S)以上200℃/S以下とする連続
焼鈍を行なうことを特徴とし降伏比60%以下でプレス
成形性、塗装性の良好な高張力冷延鋼板の製造方法。 一4ogCR(’C/ S ) = 1.73 (2−
e−0・04t)Mn(%)+0.06P(%)+0.
458i(%)+2.25Cr(%)+4.62M0(
%)−3,95−・・・・・(12重量%でC: 0.
02〜0.12%、Mn : 0.5〜0.8%、A7
:0.10%以下を含み、さらに0.03〜0.15%
のP、 0.1〜0,5%のSi、 0.05〜1.
0のCr 10.05〜0.5%のMo 、 0.01
〜0.1%のNb、0.01〜0.1%のTi、0.0
1〜0.1%のVおよび5〜100卿のBのうちから選
ばれる一種または二種以上を含有し、残部実質的にFe
から成る鋼を冷間圧延後AC1〜AC1+100℃の温
度範囲で、かつAC1点以上の温度域における滞留時間
が下記(1)式で決まるt時間以上の箱焼鈍を行ない、
その後α+γ域に1秒以上加熱し、加熱温度から300
℃以下までの平均冷却速度を下記(1)式のCR(’C
/S)以上200℃/S以下とする連続焼鈍を行なうこ
とを特徴とし降伏比60%以下でプレス成形法、塗装性
の良好な高張力冷延鋼板の製造方法。 −AogCR(℃/S ) −1,73(2= e ”
4t)Mn(%)+6.06P(%)+0458i(%
)+2.25Cr(%)+4.62Mo(%) −3,
95・・・−・・・−・・−・(1)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14200680A JPS591774B2 (ja) | 1980-10-13 | 1980-10-13 | プレス成形性の良好な低降伏比高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14200680A JPS591774B2 (ja) | 1980-10-13 | 1980-10-13 | プレス成形性の良好な低降伏比高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5767131A JPS5767131A (en) | 1982-04-23 |
JPS591774B2 true JPS591774B2 (ja) | 1984-01-13 |
Family
ID=15305183
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14200680A Expired JPS591774B2 (ja) | 1980-10-13 | 1980-10-13 | プレス成形性の良好な低降伏比高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS591774B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN111334716A (zh) * | 2020-03-25 | 2020-06-26 | 江西理工大学 | 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109972054A (zh) * | 2018-06-08 | 2019-07-05 | 中南大学 | 一种铒增韧高硬合金及其铸造与热处理方法 |
-
1980
- 1980-10-13 JP JP14200680A patent/JPS591774B2/ja not_active Expired
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN111334716A (zh) * | 2020-03-25 | 2020-06-26 | 江西理工大学 | 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用 |
CN111334716B (zh) * | 2020-03-25 | 2021-04-13 | 江西理工大学 | 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5767131A (en) | 1982-04-23 |
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