JPS5943531B2 - 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造法 - Google Patents
加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5943531B2 JPS5943531B2 JP9747776A JP9747776A JPS5943531B2 JP S5943531 B2 JPS5943531 B2 JP S5943531B2 JP 9747776 A JP9747776 A JP 9747776A JP 9747776 A JP9747776 A JP 9747776A JP S5943531 B2 JPS5943531 B2 JP S5943531B2
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は引張り強さが４０ｋｇ／−以上の加工性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造に関するものであり、熱間圧延
後Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度範囲で捲き取るこ
とにより、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ。
た高強度冷延鋼板の製造に関するものであり、熱間圧延
後Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度範囲で捲き取るこ
とにより、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ。
Ｍｏ等の高価な元素を多量に使用することなく、加工性
に優れた高強度冷延鋼板を提供するものである。
に優れた高強度冷延鋼板を提供するものである。
近時省資源、省エネルギーあるいは環境保全の立場から
高強度冷延鋼板の必要性が認識されつつある。
高強度冷延鋼板の必要性が認識されつつある。
たとえば、自動車の排ガス成分規制と燃比低減等を両立
させるために車体の軽量化が計られているが軽量化のた
めに材料の板厚を減少させてもなおかつ十分な車体強度
を確保するためには高強度鋼板がぜひとも必要である。
させるために車体の軽量化が計られているが軽量化のた
めに材料の板厚を減少させてもなおかつ十分な車体強度
を確保するためには高強度鋼板がぜひとも必要である。
しかしながら、鋼板の引張り強さが増加すれば伸びが低
下するためその用途は限られたものとなる。
下するためその用途は限られたものとなる。
したがって、強度と同時に加工性に優れた鋼板の製造が
望ましい。
望ましい。
このような鋼板としてはＳｉ、Ｃｒ、Ｔｉ等の合金元素
を多量に使用し強度と同時に延性の向上を狙ったもの、
あるいは連続焼鈍法の冷却速度の速いことを利用して連
続焼鈍時Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度範囲で焼鈍
しフェライト相とマルテンサイト相、ベイナイト相、ソ
ルバイト相あるいはトルースタイト相との複合組織とす
ることによって強度と延性の向上を狙ったものがある。
を多量に使用し強度と同時に延性の向上を狙ったもの、
あるいは連続焼鈍法の冷却速度の速いことを利用して連
続焼鈍時Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度範囲で焼鈍
しフェライト相とマルテンサイト相、ベイナイト相、ソ
ルバイト相あるいはトルースタイト相との複合組織とす
ることによって強度と延性の向上を狙ったものがある。
前者は特殊な合金元素を多量に使用するため高価である
ばかりでなく、脱スケール性も悪く、かつ圧延時には大
きな負荷がかかる等の問題がある。
ばかりでなく、脱スケール性も悪く、かつ圧延時には大
きな負荷がかかる等の問題がある。
後者は複合組織鋼を利用したものであるが、このような
組織とするためには種々の条件が必要であり、通常の熱
間圧延、連続焼鈍プロセスで複合組織鋼をつるためには
Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ等の元素を多く添加し、連続焼鈍時Ａ１
変態点〜Ａ３変態点の間の温度で数分以上保持する必要
がある。
組織とするためには種々の条件が必要であり、通常の熱
間圧延、連続焼鈍プロセスで複合組織鋼をつるためには
Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ等の元素を多く添加し、連続焼鈍時Ａ１
変態点〜Ａ３変態点の間の温度で数分以上保持する必要
がある。
あるいはこれらの元素を添加しない場合、通常の連続焼
鈍プロセスでは不可能なほど速い冷却速度とする必要が
あり、このような速い冷却速度とするには連続焼鈍プロ
セスの中に水冷の設備を設けることが必要となるが、こ
のような水冷方式を採用しているプロセスは一般的では
ない。
鈍プロセスでは不可能なほど速い冷却速度とする必要が
あり、このような速い冷却速度とするには連続焼鈍プロ
セスの中に水冷の設備を設けることが必要となるが、こ
のような水冷方式を採用しているプロセスは一般的では
ない。
本発明は上記の種々の欠点を克服するため研究し開発さ
れたもので、その特徴とするところはＣ：０．０３〜０
．３０％、Ｍｎ ： ０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．５
％以下、５ｏｌＡｌ： ０．１％以下、残部鉄および
不可避的不純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延後Ａ１変
態点〜Ａ３変態点の間の温度で捲き取り、焼鈍プロセス
はＡ１変態点〜Ａ３変態点の間で１５秒〜３０分保持後
１℃／５ｅｃｌｌ上の速度で冷却することによって強度
が高く、伸びが優れ、かつ降伏比の低い加工性に優れた
鋼板を製造するにある。
れたもので、その特徴とするところはＣ：０．０３〜０
．３０％、Ｍｎ ： ０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．５
％以下、５ｏｌＡｌ： ０．１％以下、残部鉄および
不可避的不純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延後Ａ１変
態点〜Ａ３変態点の間の温度で捲き取り、焼鈍プロセス
はＡ１変態点〜Ａ３変態点の間で１５秒〜３０分保持後
１℃／５ｅｃｌｌ上の速度で冷却することによって強度
が高く、伸びが優れ、かつ降伏比の低い加工性に優れた
鋼板を製造するにある。
上記の方法によって、強度が高くかつ加工性に優れた鋼
板かえられる理由は、マルテンサイト相、ベイナイト相
、ソルバイト相あるいはトルースタイト相のごとき第２
相の分散によって強度の増加が達成され、この第２相中
にＣが濃化されることによって、フェライト相中のＣ量
が低下し、したがって加工性が向上しているものと推測
される。
板かえられる理由は、マルテンサイト相、ベイナイト相
、ソルバイト相あるいはトルースタイト相のごとき第２
相の分散によって強度の増加が達成され、この第２相中
にＣが濃化されることによって、フェライト相中のＣ量
が低下し、したがって加工性が向上しているものと推測
される。
すなわち、熱間圧延後Ａ１変態点〜Ａ３変態点の範囲の
温度で捲き取るときその時点においてすでにＭｎおよび
Ｃが十分に濃化されたオーステナイト相が適宜に分散さ
れているため、そののちの連続焼鈍の加熱保定において
、オーステナイト相中へＭｎおよびＣを拡散させ濃化を
計る必要がなく、したがって焼鈍時間の短縮が計れるば
かりでなく、通常の連続焼鈍程度の冷却速度でも容易に
マルテンサイト相、ベイナイト相、ソルバイト相あるい
はトルースタイト相となしうる。
温度で捲き取るときその時点においてすでにＭｎおよび
Ｃが十分に濃化されたオーステナイト相が適宜に分散さ
れているため、そののちの連続焼鈍の加熱保定において
、オーステナイト相中へＭｎおよびＣを拡散させ濃化を
計る必要がなく、したがって焼鈍時間の短縮が計れるば
かりでなく、通常の連続焼鈍程度の冷却速度でも容易に
マルテンサイト相、ベイナイト相、ソルバイト相あるい
はトルースタイト相となしうる。
第２には熱間圧延捲き取り後の徐冷において、オーステ
ナイト相がＭｎおよびＣを多量に含むためセメンタイト
＋フェライト相へ変態する際、セメンタイト相の粗大化
が阻止され、緻密なパーライト組織となるが、冷間圧延
でのパーライト相への歪の導入を増加させ、焼鈍時パー
ライト相からオーステナイト相への逆変態が促進され、
短時間焼鈍で変態を完了させる効果を有しているものと
推定される。
ナイト相がＭｎおよびＣを多量に含むためセメンタイト
＋フェライト相へ変態する際、セメンタイト相の粗大化
が阻止され、緻密なパーライト組織となるが、冷間圧延
でのパーライト相への歪の導入を増加させ、焼鈍時パー
ライト相からオーステナイト相への逆変態が促進され、
短時間焼鈍で変態を完了させる効果を有しているものと
推定される。
このように捲き取り温度をＡ１変態点〜Ａ３変態点で捲
き取ることの意味は大きく、通常の連続焼鈍炉形式の焼
鈍では従来不可能であった強度および延性に優れ、加工
硬化能の大きな降伏比の低い鋼板を容易に製造すること
ができる。
き取ることの意味は大きく、通常の連続焼鈍炉形式の焼
鈍では従来不可能であった強度および延性に優れ、加工
硬化能の大きな降伏比の低い鋼板を容易に製造すること
ができる。
このようにして製造された鋼板はスキンパス程度の加工
によって急激に硬化し降伏比の高い鋼板となしうる特徴
をも兼ね備えている。
によって急激に硬化し降伏比の高い鋼板となしうる特徴
をも兼ね備えている。
以下本発明について詳細に説明する。
本発明はＣ二０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．７〜３
．０％、Ｓｉ０．５％以下、Ｓｏｌ、Ａｔ ： ０．１
％以下、残部鉄および不可避的不純物元素からなる鋼を
転炉、平炉あるいは電気炉で溶製し、鋼塊あるいは連続
鋳造法によってスラブとされる。
．０％、Ｓｉ０．５％以下、Ｓｏｌ、Ａｔ ： ０．１
％以下、残部鉄および不可避的不純物元素からなる鋼を
転炉、平炉あるいは電気炉で溶製し、鋼塊あるいは連続
鋳造法によってスラブとされる。
Ｃ量の下限を０．０３％としたのは、これ未満では必要
とする強度をうることが不可能なためであり、上限を０
．３０％としたのはこれを超えると加工性に優れた鋼板
をうろことができないためである。
とする強度をうることが不可能なためであり、上限を０
．３０％としたのはこれを超えると加工性に優れた鋼板
をうろことができないためである。
Ｍｎ量の下限を０．７％としたのはこれ未満では連続焼
鈍時Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度に保持後、通常
の冷却速度では強度および延性に優れた鋼板をうろこと
ができないためであり、上限を３．０％としたのはこれ
を超えるとＭｎ量を増加させても強度の上昇が少いため
であり、また脱スケール性に劣り、鋼板表面の酸化も問
題となっているためである。
鈍時Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度に保持後、通常
の冷却速度では強度および延性に優れた鋼板をうろこと
ができないためであり、上限を３．０％としたのはこれ
を超えるとＭｎ量を増加させても強度の上昇が少いため
であり、また脱スケール性に劣り、鋼板表面の酸化も問
題となっているためである。
Ｓｉは必ずしも含有する必要はないが、Ｓｉキルドある
いはＳｉセミキルド鋼でもよい。
いはＳｉセミキルド鋼でもよい。
この場合には０．５％を超えて存在してもその効果は少
く、鋼板の価格が高価となるのみであり、脱スケール性
および鋼板表面の酸化も問題となるため０．５％を超え
て含有する必要はない。
く、鋼板の価格が高価となるのみであり、脱スケール性
および鋼板表面の酸化も問題となるため０．５％を超え
て含有する必要はない。
Ａ／、含有量についてもＳｉと同様であり必ずしもＡｔ
を含有する必要はないが、Ａｔキルド鋼としてもよい。
を含有する必要はないが、Ａｔキルド鋼としてもよい。
Ａ４キルド鋼の場合０．１％を超えて含有しても強度お
よび延性には影響なく、脱スケール性および鋼板表面の
酸化の点から問題を生ずるため、上限を０．１％とした
。
よび延性には影響なく、脱スケール性および鋼板表面の
酸化の点から問題を生ずるため、上限を０．１％とした
。
上記成分のスラブは熱間圧延後Ａ１変態点〜Ａ３変態点
の間の温度で捲き取られる。
の間の温度で捲き取られる。
捲取温度をＡ１変態点〜Ａ３変態点としたのはこの範囲
の温度で捲き取ることによってオーステナイト領域にＭ
ｎおよびＣを偏析させ、以後の焼鈍工程で複合組織を安
定しうることが可能となる。
の温度で捲き取ることによってオーステナイト領域にＭ
ｎおよびＣを偏析させ、以後の焼鈍工程で複合組織を安
定しうることが可能となる。
このほか冷間圧延時の圧延負荷を軽減させ冷間圧延を安
定して行うことができるようになる。
定して行うことができるようになる。
Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間で捲き取られた熱延板は脱
スケール後冷間圧延を施される。
スケール後冷間圧延を施される。
つぎに急熱短時間急冷の焼鈍が施される焼鈍時Ａ１変態
点〜Ａ３変態点の間の範囲の温度で１５秒以上保持する
のはフェライト相中にオーステナイト相をうるためであ
り、１５秒未満では鉄炭化物相がオーステナイト相に完
全に変態し終らない。
点〜Ａ３変態点の間の範囲の温度で１５秒以上保持する
のはフェライト相中にオーステナイト相をうるためであ
り、１５秒未満では鉄炭化物相がオーステナイト相に完
全に変態し終らない。
焼鈍時間の上限を３０分としたのは、オーステナイト相
中に鉄炭化物相を得るためには十分であり、それ以上の
時間は無意味であり、かつ工業的にもそれ以上の時間を
とることは困難なためである。
中に鉄炭化物相を得るためには十分であり、それ以上の
時間は無意味であり、かつ工業的にもそれ以上の時間を
とることは困難なためである。
このようにして生成したオーステナイト相は１°Ｃ／Ｓ
ｅｃ以上の冷却速度によってマルテンサイト相、ベイナ
イト相、ソルバイト相あるいはトルースタイト相に変化
し、フェライト相とともに複合組織を形成する。
ｅｃ以上の冷却速度によってマルテンサイト相、ベイナ
イト相、ソルバイト相あるいはトルースタイト相に変化
し、フェライト相とともに複合組織を形成する。
このようにして製造された鋼はそのままあるいは必要に
応じて軽度の調質圧延を施される。
応じて軽度の調質圧延を施される。
さらにこのようにして製造された鋼はＺｎ、Ｓｎ、Ｃｒ
めつき等の表面処理を施されてもよく、連続焼鈍時Ｚｎ
めつきを施されてもよい。
めつき等の表面処理を施されてもよく、連続焼鈍時Ｚｎ
めつきを施されてもよい。
以下実施例について説明する。
実施例 Ａ
転炉にて溶製したＣ：０．１１％、Ｓｉ：０．０５％、
Ｍｎ ： １．５２％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０
１６％、５ｏ４Ａｔ：０．０３４％の成分のスラブを２
．３ ｍｍまで熱間圧延後７５０℃および６００℃にて
捲き取り、酸洗後タンデム式冷間圧延機にて０．７ ｍ
ｍまで圧延した。
Ｍｎ ： １．５２％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０
１６％、５ｏ４Ａｔ：０．０３４％の成分のスラブを２
．３ ｍｍまで熱間圧延後７５０℃および６００℃にて
捲き取り、酸洗後タンデム式冷間圧延機にて０．７ ｍ
ｍまで圧延した。
この銅帯を連続焼鈍炉にて８００℃×１分あるいは７０
０℃×１分の焼鈍を施し、平均１０℃／ｓｅｃの冷却速
度にて冷却した。
０℃×１分の焼鈍を施し、平均１０℃／ｓｅｃの冷却速
度にて冷却した。
なお比較例２の冷却速度は０．５℃／ｓｅｃとした。
このようにして製造された試料の機械的特性を第１表に
示す。
示す。
第１表から明らかなように熱間圧延後の捲取温度をＡ１
変態点以上７５０℃とし、連続焼鈍時の焼鈍温度をＡ１
変態点とＡ３変態点の間の８００℃に１５秒以上保持す
ることによって強度が高く伸びのよい降伏比の低い加工
性に優れた鋼板かえられる。
変態点以上７５０℃とし、連続焼鈍時の焼鈍温度をＡ１
変態点とＡ３変態点の間の８００℃に１５秒以上保持す
ることによって強度が高く伸びのよい降伏比の低い加工
性に優れた鋼板かえられる。
なお焼鈍後の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃとしたものは
良好な強度および延性かえられず、降伏比が低く加工硬
化能の高い鋼板かえられないことがわかる。
良好な強度および延性かえられず、降伏比が低く加工硬
化能の高い鋼板かえられないことがわかる。
実施例 Ｂ
Ｍｎ含有量の異なる第２表に示す成分の鋼を熱間圧延後
７５０℃で捲き取り、酸洗後、タンデム式冷間圧延機に
て０．７ ｍｍまで冷間圧延を施した。
７５０℃で捲き取り、酸洗後、タンデム式冷間圧延機に
て０．７ ｍｍまで冷間圧延を施した。
この銅帯を連続焼鈍炉にて８００℃で１分保持後、平均
１０℃／ＳｅＣの冷却速度で冷却した。
１０℃／ＳｅＣの冷却速度で冷却した。
この試料の機械的特性値を第２表に示す。
第２表から明らかなようにＭｎ量が０．７％以上で強度
の上昇、降伏比の低下および強度延性バランスの向上が
認められ、強度が高く、かつ加工性に優れた鋼板の製造
が可能なことは明らかである。
の上昇、降伏比の低下および強度延性バランスの向上が
認められ、強度が高く、かつ加工性に優れた鋼板の製造
が可能なことは明らかである。
以上説明してきたように本発明は従来の高強度鋼板より
も安価にかつ従来の設備を使って容易に製造でき、しか
も強度が高く延性に優れた低降伏比の鋼板であり、その
工業的価値は極めて大きい。
も安価にかつ従来の設備を使って容易に製造でき、しか
も強度が高く延性に優れた低降伏比の鋼板であり、その
工業的価値は極めて大きい。
Claims (1)
- Ｉ Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ ： ０．７〜
３．０％、Ｓｉ：０．５％以下、５ｏｌＡｌ 二〇、１
％以下、残部鉄および不可避的不純物元素からなる鋼を
熱間圧延後Ａ１変態点〜Ａ３変態点の間の温度範囲で捲
き取り、冷間圧延を施し、ついでＡ１変態点〜Ａ３変態
点で１５秒〜３０分の焼鈍を行ったのち、１℃／Ｓｅｃ
以上で冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度
冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9747776A JPS5943531B2 (ja) | 1976-08-17 | 1976-08-17 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9747776A JPS5943531B2 (ja) | 1976-08-17 | 1976-08-17 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5322812A JPS5322812A (en) | 1978-03-02 |
| JPS5943531B2 true JPS5943531B2 (ja) | 1984-10-23 |
Family
ID=14193364
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9747776A Expired JPS5943531B2 (ja) | 1976-08-17 | 1976-08-17 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5943531B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5836650B2 (ja) * | 1978-06-16 | 1983-08-10 | 新日本製鐵株式会社 | 引張強さ３５〜５０Ｋｇ／ｍｍ↑２、降伏比６０％未満で、高伸びを有する複合組織冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5531159A (en) * | 1978-08-26 | 1980-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of high strength cold rolled steel plate for press working |
| JPS56108831A (en) * | 1980-02-04 | 1981-08-28 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of low yield ratio, high tensile strength steel sheet plated with molten aluminum |
| KR101130837B1 (ko) | 2008-04-10 | 2012-03-28 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법 |
-
1976
- 1976-08-17 JP JP9747776A patent/JPS5943531B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5322812A (en) | 1978-03-02 |
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