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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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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