JPS61276927A - 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS61276927A JPS61276927A JP60116661A JP11666185A JPS61276927A JP S61276927 A JPS61276927 A JP S61276927A JP 60116661 A JP60116661 A JP 60116661A JP 11666185 A JP11666185 A JP 11666185A JP S61276927 A JPS61276927 A JP S61276927A
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- 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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- 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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
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- C21D8/0436—Cold rolling
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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
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- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
自動車ボディなどのプレス加工、それもとりわけ深絞り
性の要求される部位に使用して好適な冷延鋼板の製造に
関連してこの明細書には、連続焼鈍法の有用な適用の下
に、高延性でかつ材質の異方性が少なくて深絞り性にす
ぐれ、しかも耐時効性や、面12次加工ぜい性にもすぐ
れる冷延鋼板の適切な製法についての開発研究の成果を
述べる。
性の要求される部位に使用して好適な冷延鋼板の製造に
関連してこの明細書には、連続焼鈍法の有用な適用の下
に、高延性でかつ材質の異方性が少なくて深絞り性にす
ぐれ、しかも耐時効性や、面12次加工ぜい性にもすぐ
れる冷延鋼板の適切な製法についての開発研究の成果を
述べる。
(従来の技術)
プレス加工用鋼板は、従来、低炭素(C: 0.02〜
0.07wt%;以下単に%であられす)Aβキルド鋼
を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、最
近はプレス性の一層の向−トと高生産性を得るためC<
0.01%の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製
造されるようになっている。
0.07wt%;以下単に%であられす)Aβキルド鋼
を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、最
近はプレス性の一層の向−トと高生産性を得るためC<
0.01%の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製
造されるようになっている。
極低炭素鋼では、鋼中に固溶して鋼板の延性、絞り性、
や耐時効性を劣化させているCやNを固定するため、T
i、Nb、V、Zr及びTaなどの炭窒化物形成元素が
添加される。従来これらの元素は高価なこともあって単
独で添加されることが多く、最もポピユラーに使用され
ているTiとNbの性質を比較すると、次のとおりであ
る。
や耐時効性を劣化させているCやNを固定するため、T
i、Nb、V、Zr及びTaなどの炭窒化物形成元素が
添加される。従来これらの元素は高価なこともあって単
独で添加されることが多く、最もポピユラーに使用され
ているTiとNbの性質を比較すると、次のとおりであ
る。
Ti添加鋼はNb添加鋼に比べ、再結晶温度が低いこと
、酸洗などの脱スケール性の良好な600℃以下の低温
巻取りを行っても全伸び(F7り、ランクフォード値(
7値)などの機械的性質が良好であることなどの利点が
ある。
、酸洗などの脱スケール性の良好な600℃以下の低温
巻取りを行っても全伸び(F7り、ランクフォード値(
7値)などの機械的性質が良好であることなどの利点が
ある。
一方Nb添加鋼はTi添加鋼に比べ、7値の異方性が少
ないこと、塗装前処理である化成処理性が良好であるこ
となどの特色がある。
ないこと、塗装前処理である化成処理性が良好であるこ
となどの特色がある。
これらTi、Nb両者の利点を同時に発揮することに関
し特公昭58−107414号公報に開示されている。
し特公昭58−107414号公報に開示されている。
この場合Tiの含有量の上限を、の大部分が優先的にT
iNとして消費され、固溶Cについては残りの有効T
i (totalT i −T 1asTiN)とNb
で固定するこにより非時効性と深絞り性を確保するとこ
ろにある。
iNとして消費され、固溶Cについては残りの有効T
i (totalT i −T 1asTiN)とNb
で固定するこにより非時効性と深絞り性を確保するとこ
ろにある。
(発明が解決しようとする問題点)
実際に上記開示に従う有効Tiの範囲で実験すると、鋼
中CがTiで有効に結合されずして、絞り性の著しい劣
化や固溶C残留による時効性の劣化を引起すことが究明
された。
中CがTiで有効に結合されずして、絞り性の著しい劣
化や固溶C残留による時効性の劣化を引起すことが究明
された。
そこでTi、Nbの複合添加の効果をより一層十分に発
揮させて、さらに深絞り性の良好な、冷延鋼板の製造方
法を確立することがこの発明の目的である。
揮させて、さらに深絞り性の良好な、冷延鋼板の製造方
法を確立することがこの発明の目的である。
(問題点を解決するための手段)
発明者らは、この実状に鑑み、前述の極低炭素Ti、N
b複合添加鋼の有利な点を損うことなくプレス加工性と
りわけ良深絞り性、高延性でなおかつ材質の異方性が少
なく、さらに耐時効性や面42次加工ぜい性を向−1−
させる方法を検討した。
b複合添加鋼の有利な点を損うことなくプレス加工性と
りわけ良深絞り性、高延性でなおかつ材質の異方性が少
なく、さらに耐時効性や面42次加工ぜい性を向−1−
させる方法を検討した。
発明者らは、TiとNbの複合添加効果についてより詳
細に調査した結果、スラブ加熱の段階又は、熱間仕上圧
延の前段階である、粗圧延時にて、TiSとTiNが優
先的に析出し、固溶Cについては残りの有効TiとNb
で固定されることが判明した。つまり有効Tiとしては
(total T i −T 1asT i N−T
1asT i S)を用いるべきであることがわかった
。
細に調査した結果、スラブ加熱の段階又は、熱間仕上圧
延の前段階である、粗圧延時にて、TiSとTiNが優
先的に析出し、固溶Cについては残りの有効TiとNb
で固定されることが判明した。つまり有効Tiとしては
(total T i −T 1asT i N−T
1asT i S)を用いるべきであることがわかった
。
かくして極低C11iIのC,N、S、Ti、Nb量を
限定するとともにさらに熱間圧延の冷却条件および連続
焼鈍の加熱冷却条件を厳密に限定することにより、はじ
めてプレス加工用鋼板として十分満足できるものが得ら
れたのである。
限定するとともにさらに熱間圧延の冷却条件および連続
焼鈍の加熱冷却条件を厳密に限定することにより、はじ
めてプレス加工用鋼板として十分満足できるものが得ら
れたのである。
この発明は C: 0.0050%以下、Si:1.0
%以下、Mn:1.0%以下。
%以下、Mn:1.0%以下。
(4・ (C(×)十N(χ))のうち、何れか大きい
方の値、 A n : 0.005〜0.10%、P:0.15%
以下。
方の値、 A n : 0.005〜0.10%、P:0.15%
以下。
N : 0.0050%以下、 S : 0.015
%以下。
%以下。
を含有する組成になる鋼の熱間圧延の仕上圧延完了から
2秒以内に冷却を開始して、巻取りに至るまでを平均冷
却速度10℃/S以上で冷却し、710°C以下の温度
で巻取り、その後圧下率50%以上の冷間圧延を施した
上で、400〜600°Cまでの加熱速度を5℃/S以
上として加熱し、700°C−A C’l。
2秒以内に冷却を開始して、巻取りに至るまでを平均冷
却速度10℃/S以上で冷却し、710°C以下の温度
で巻取り、その後圧下率50%以上の冷間圧延を施した
上で、400〜600°Cまでの加熱速度を5℃/S以
上として加熱し、700°C−A C’l。
点の温度域で1秒間以上均熱するヒートサイクルで連続
焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性の良好な冷延鋼板
の製造方法である。
焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性の良好な冷延鋼板
の製造方法である。
すでに明らかなようにこの発明では、Ti。
Nbの有効性の解明が、出発材の成分を限定する重要事
項であり、この解明に至る経緯から順次にこの発明の作
用につき、説明を進める。
項であり、この解明に至る経緯から順次にこの発明の作
用につき、説明を進める。
(作 用)
さて発明者らが行ったラボ実験の結果について先ず説明
する。
する。
化学成分とし7 S i : tr−0,02%、 M
n : 0.10〜0.12%、 P : 0.0
07〜0.010%、A6:0.02〜0.04%は同
一レヘルニし、さらに、N : 0.0027%。
n : 0.10〜0.12%、 P : 0.0
07〜0.010%、A6:0.02〜0.04%は同
一レヘルニし、さらに、N : 0.0027%。
C: 0.0020%において、s:o、oo6%、
0.013%および0.0189Aノ3水準、またT
i : 0.015%。
0.013%および0.0189Aノ3水準、またT
i : 0.015%。
0.025%および0.034%の3水準そしてNb:
0.008%、0.020%の2水準の都合18m種を
実験室的に溶製し、分塊圧延で30mm厚のシートバー
とし、次いで熱間圧延において7パスで2.8 mm厚
とし、90015℃で仕上げた。
0.008%、0.020%の2水準の都合18m種を
実験室的に溶製し、分塊圧延で30mm厚のシートバー
とし、次いで熱間圧延において7パスで2.8 mm厚
とし、90015℃で仕上げた。
この鋼板を圧延終了後0.8秒後に水スプレーを用いて
35℃/Sで550°Cまで冷却した。
35℃/Sで550°Cまで冷却した。
次いでただちに550℃の炉中に装入し、5hr保持し
た後炉冷処理を行った。この処理により巻取り温度55
0℃のシミュレーションを行った。
た後炉冷処理を行った。この処理により巻取り温度55
0℃のシミュレーションを行った。
次いで酸洗後圧工率75%の冷間圧延を行った。
続いて連続焼鈍処理として抵抗加熱装置により700℃
まで12℃/Sで加熱し以後3℃/Sの加熱速度で78
0℃まで加熱し、780°Cに25秒間保持した後室温
まで5℃/Sで冷却した。
まで12℃/Sで加熱し以後3℃/Sの加熱速度で78
0℃まで加熱し、780°Cに25秒間保持した後室温
まで5℃/Sで冷却した。
次いで該鋼板に0.75%の調質圧延を施した後引張試
験に供した。
験に供した。
試験項目として深絞り性の尺度に下値(ランクフォード
値)を用い、また耐時効性の尺度にはAI(時効指数)
を用いた。
値)を用い、また耐時効性の尺度にはAI(時効指数)
を用いた。
第1図、第2図にその結果を示すように各実験鋼の材質
は、T+、s、 Nb量に対して大きく変化している。
は、T+、s、 Nb量に対して大きく変化している。
プレス加工用鋼板として要求される材質としてr≧1.
6.AI≦3.0 kg/mm2を目安とすると、(但
しN =0.0027%)の領域であり、なおかっN
b =0.008%の場合であることが分る。
6.AI≦3.0 kg/mm2を目安とすると、(但
しN =0.0027%)の領域であり、なおかっN
b =0.008%の場合であることが分る。
すなわち同−C量、同−Nb量でもSの増加により絞り
性、耐時効性が劣化しSの増加に見合うだげのTiの増
量が必要であることがわかる。
性、耐時効性が劣化しSの増加に見合うだげのTiの増
量が必要であることがわかる。
一方Nb量の効果についてはNbの増量によりTi量が
少なく、Siが多くとも、AI低下すなわち耐時効性の
改善は可能であるが、下値については向上効果がほとん
どない。
少なく、Siが多くとも、AI低下すなわち耐時効性の
改善は可能であるが、下値については向上効果がほとん
どない。
C: 加工用鋼板として最も重要な、全伸び(Eβ)お
よびランクフォード値(〒)を向上させるためCば少な
いほどよくc≦0.0050%より好しくはC50,0
035%がよい。Cが増加すると、これを炭化物として
固定するため、多量のTi、、Nbを必要とし、生成す
る析出物Tic、NbCなどの析出強化により加工性が
劣化するばかりでなく、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等
の悪影響が現れる。
よびランクフォード値(〒)を向上させるためCば少な
いほどよくc≦0.0050%より好しくはC50,0
035%がよい。Cが増加すると、これを炭化物として
固定するため、多量のTi、、Nbを必要とし、生成す
る析出物Tic、NbCなどの析出強化により加工性が
劣化するばかりでなく、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等
の悪影響が現れる。
Si: 深絞り用高強度鋼板の強度上昇のために添加し
てもよいが、過度の添加は耐2次加工ぜい性、化成処理
性の劣化を起すため好ましくなくその上限を1.0%と
する。
てもよいが、過度の添加は耐2次加工ぜい性、化成処理
性の劣化を起すため好ましくなくその上限を1.0%と
する。
Mn:MnもStと全く同様の理由により上限を1.2
%とする。
%とする。
N: Nは、Sと同様に熱延前にTiで固定されるため
N単独では有害ではない。しかし多量の添加により形成
されたTiNは、全伸び、?値を低下させるためその上
限を0.0050%とするが、より好ましい範囲は、0
.0035%以下である。
N単独では有害ではない。しかし多量の添加により形成
されたTiNは、全伸び、?値を低下させるためその上
限を0.0050%とするが、より好ましい範囲は、0
.0035%以下である。
またNを固定しえないほどTiが少量の場合、Nは/I
Nとして固定される。この場合熱延巻取温度が710℃
以下では、AβNの凝集が進行せずしてその結果連続焼
鈍後便質なものとなりプレス加工性が劣ることとなる。
Nとして固定される。この場合熱延巻取温度が710℃
以下では、AβNの凝集が進行せずしてその結果連続焼
鈍後便質なものとなりプレス加工性が劣ることとなる。
S: Sはこの発明においてはTi量との関係において
最も重要な元素である。Sは熱間圧延前のたとえばスラ
ブとして加熱中にTiSとして無害化されるが、第1図
、第2図の結果に示す如く過剰のSはそれを固定するた
めのTi量が増加し、材質劣化の原因となるため上限を
0.015%とする。
最も重要な元素である。Sは熱間圧延前のたとえばスラ
ブとして加熱中にTiSとして無害化されるが、第1図
、第2図の結果に示す如く過剰のSはそれを固定するた
めのTi量が増加し、材質劣化の原因となるため上限を
0.015%とする。
Ti: Tiはこの発明の化学成分の中で、最も重要
な元素である。TiはAβやNbに先立って熱間圧延前
にSやNを固定する。第1図、第2図にてすでに詳しく
説明した如く、Tiの下限はSとNを固定する量すなわ
ち れる。
な元素である。TiはAβやNbに先立って熱間圧延前
にSやNを固定する。第1図、第2図にてすでに詳しく
説明した如く、Tiの下限はSとNを固定する量すなわ
ち れる。
またあとにて実施例で説明するが原子%でCがSに比べ
て相対的に高くなった場合、具でかつTi<4・(C(
χ)十N(χ))のようなTi、C,N、Sの場合、深
絞り性については十分なレベルを維持するが、延性につ
いては第1発明を逸脱しないもののやや劣化することが
否めない。このような場合にはTiをやや多め、すなわ
ち T+≧4 (C(χ)→−N(″”A> )%となるよ
うに添加してやれば延性はさらに向上する。これが第2
発明の意図するところである。こればC量が多いと形成
されるTiCのサイズが小さくなり延性がやや劣るよう
になるがTiを4 (C+N)以上になるように添加す
ると、TiCの凝集が進行し延性が向上するようになる
ものと考えられる。
て相対的に高くなった場合、具でかつTi<4・(C(
χ)十N(χ))のようなTi、C,N、Sの場合、深
絞り性については十分なレベルを維持するが、延性につ
いては第1発明を逸脱しないもののやや劣化することが
否めない。このような場合にはTiをやや多め、すなわ
ち T+≧4 (C(χ)→−N(″”A> )%となるよ
うに添加してやれば延性はさらに向上する。これが第2
発明の意図するところである。こればC量が多いと形成
されるTiCのサイズが小さくなり延性がやや劣るよう
になるがTiを4 (C+N)以上になるように添加す
ると、TiCの凝集が進行し延性が向上するようになる
ものと考えられる。
Tiの上限については有効Ti (=totalT
i −T 1asT i N−T 1asT i S)
の一部が、Ticを形成することを考慮すると、析出す
るTic及びさらに固溶状態で存在するTiが、材質低
下や合金コストアンプ及び生産性、すなわち再結晶温度
上昇による生産性低下を引起さないような範囲に限定す
べきである。これらを考慮するとTiの上限はとなる。
i −T 1asT i N−T 1asT i S)
の一部が、Ticを形成することを考慮すると、析出す
るTic及びさらに固溶状態で存在するTiが、材質低
下や合金コストアンプ及び生産性、すなわち再結晶温度
上昇による生産性低下を引起さないような範囲に限定す
べきである。これらを考慮するとTiの上限はとなる。
NtzN’bはTi量が少ない場合にCを固定するため
に重要でありCとの関連で最低 z 溶Cの20%しか、Nbで固定しえないように思われる
が我々の経験では、残留している80%の固溶Cの大部
分も、析出したN1)Cの周囲で析出前段階と思われる
特殊な雰囲気を形成し時効性や延性に悪影響を及ぼすこ
とはないことが確められた。
に重要でありCとの関連で最低 z 溶Cの20%しか、Nbで固定しえないように思われる
が我々の経験では、残留している80%の固溶Cの大部
分も、析出したN1)Cの周囲で析出前段階と思われる
特殊な雰囲気を形成し時効性や延性に悪影響を及ぼすこ
とはないことが確められた。
NbはTiと複合添加することにより、Ti単独添加鋼
の欠点である7値、Eβの異方性を小さくする。例えば
r値の平均値?が1.7程度のTi単独鋼では圧延方向
(r’、)、圧延直角方向(rl、)が約 2.1あるにもかかわらず、対角方向(r45)は1.
3程度であり、異方性 なる。これに対しこの発明に従って、Nbを添加した鋼
では、Δrが0.2〜0.4程度になり、異方性が非常
に小さくなり、プレス時の割れを激減させる。しかしな
がらNbの過剰の添加は第1図、第2図に示したように
熱延低温巻取での材質劣化を引起すばかりでなく、再結
晶温度の著しい上昇やコストアップを引起ずのでその」
ニド艮をCと当量すなわちAIl: Aβは溶鋼中の
Oを固定しTi、Nbの歩留りを向上させるため最低0
.005%必要である。一方?8鋼中Nにつき上述のよ
うにTiで大部分が固定されるため、Aβの多量の添加
はコストアンプとなり、このため上限を0.10%とす
る。
の欠点である7値、Eβの異方性を小さくする。例えば
r値の平均値?が1.7程度のTi単独鋼では圧延方向
(r’、)、圧延直角方向(rl、)が約 2.1あるにもかかわらず、対角方向(r45)は1.
3程度であり、異方性 なる。これに対しこの発明に従って、Nbを添加した鋼
では、Δrが0.2〜0.4程度になり、異方性が非常
に小さくなり、プレス時の割れを激減させる。しかしな
がらNbの過剰の添加は第1図、第2図に示したように
熱延低温巻取での材質劣化を引起すばかりでなく、再結
晶温度の著しい上昇やコストアップを引起ずのでその」
ニド艮をCと当量すなわちAIl: Aβは溶鋼中の
Oを固定しTi、Nbの歩留りを向上させるため最低0
.005%必要である。一方?8鋼中Nにつき上述のよ
うにTiで大部分が固定されるため、Aβの多量の添加
はコストアンプとなり、このため上限を0.10%とす
る。
P: Pは7値を低下させることなく強度上昇に最も有
効な元素であるが、耐2次加工ぜい性のためには過度の
添加は好しくなくその上限を0.15%とする。
効な元素であるが、耐2次加工ぜい性のためには過度の
添加は好しくなくその上限を0.15%とする。
次に熱間圧延条件に関して、熱間圧延前のスラブ加熱温
度はとくに限定しないが、S、NをTiで固定するため
1280℃以下好しくは1230℃以下さらに好しくは
1150°C以下が望ましい。
度はとくに限定しないが、S、NをTiで固定するため
1280℃以下好しくは1230℃以下さらに好しくは
1150°C以下が望ましい。
なお、いわゆるスラブ直送圧延や、30mm厚程度1s
のシートバーとじて鋳込んでそのまま熱間圧延を行って
も同様の効果が期待できる。
も同様の効果が期待できる。
熱間圧延の仕上げ温度は通常のAr3点以上が好しいが
、α域である700°C程度まで低下させてもその時の
材質劣化は小さい。
、α域である700°C程度まで低下させてもその時の
材質劣化は小さい。
ところでこの仕上圧延後、巻取りまでの冷却パターンの
変化により熱延綱板のフェライト(α)粒径が大きく変
化する。一般に圧延終了後ストリップ巻取りまでの冷却
速度が遅いとα粒が粗大化する。この発明のTi、Nb
複合添加鋼ではこの傾向が特に顕著となる。α粒が粗大
化すると粒界面積が減少し焼鈍後に(111)集合組織
が発達せずT値が劣るばかりでなく、焼鈍後の結晶粒径
も大きくなるため、耐2次加工ぜい性も劣る。このため
、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具体的には2秒間
以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始から巻取りまで
の平均冷却速度を10°C/ s以上とする必要がある
。
変化により熱延綱板のフェライト(α)粒径が大きく変
化する。一般に圧延終了後ストリップ巻取りまでの冷却
速度が遅いとα粒が粗大化する。この発明のTi、Nb
複合添加鋼ではこの傾向が特に顕著となる。α粒が粗大
化すると粒界面積が減少し焼鈍後に(111)集合組織
が発達せずT値が劣るばかりでなく、焼鈍後の結晶粒径
も大きくなるため、耐2次加工ぜい性も劣る。このため
、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具体的には2秒間
以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始から巻取りまで
の平均冷却速度を10°C/ s以上とする必要がある
。
巻取り温度は600℃以下の低温で行っても材質は良好
であるが600℃以上の高温巻取りを行うとさらに材質
は向」二する。
であるが600℃以上の高温巻取りを行うとさらに材質
は向」二する。
巻取り温度が710°Cを越えると材質向上効果が飽和
するばかりでなくデスケーリング性が著しく劣化するの
でその上限を710°Cとする。
するばかりでなくデスケーリング性が著しく劣化するの
でその上限を710°Cとする。
次に冷間圧延条件については絞り性を向上させるためデ
スケーリング後の冷間圧延率は50%以上を要し、より
好ましくは70%〜90%である。さらに連続焼鈍条件
としてはすでに述べたように、C2N及びS量に応じて
Ti、Nb量を限定することにより著しく良深絞り性で
、耐時効性や異方性の良好な鋼板が製造できるが、これ
らの元素の限定のみでは耐2次加工ぜい性の改善は十分
ではない。
スケーリング後の冷間圧延率は50%以上を要し、より
好ましくは70%〜90%である。さらに連続焼鈍条件
としてはすでに述べたように、C2N及びS量に応じて
Ti、Nb量を限定することにより著しく良深絞り性で
、耐時効性や異方性の良好な鋼板が製造できるが、これ
らの元素の限定のみでは耐2次加工ぜい性の改善は十分
ではない。
とくにこの発明で目脂した加工用鋼板は自動車のハイル
ーフ、エンジンのオイルパン等の強力加工部位に使用さ
れる例が多いため耐2次加工ぜい性の改善は不可欠であ
る。耐2次加工ぜい性が劣ると強度のプレス加工後に強
い衝撃によってぜい性的に鋼板が破壊され、車体の安全
上好しくないからである。
ーフ、エンジンのオイルパン等の強力加工部位に使用さ
れる例が多いため耐2次加工ぜい性の改善は不可欠であ
る。耐2次加工ぜい性が劣ると強度のプレス加工後に強
い衝撃によってぜい性的に鋼板が破壊され、車体の安全
上好しくないからである。
耐2次加工ぜい性を改善する方法としてB(ボア
0ン)添加、sb(アンチモン)添加等が考えられる。
しかし前者の場合著しく再結晶温度が上昇すること、後
者の場合コストアップになることの問題点がある。
者の場合コストアップになることの問題点がある。
この発明では前述の熱間圧延時の冷却制御とさらにここ
で・説明する連続焼鈍の加熱制御を組合せることにより
、この問題点を解決している。
で・説明する連続焼鈍の加熱制御を組合せることにより
、この問題点を解決している。
具体的には加熱中の400〜600°Cまでの加熱速度
を5℃/S以」二、に限定する。
を5℃/S以」二、に限定する。
これらの温度域は鋼中に固溶しているPが著しく粒界偏
析し易い温度域であり、この温度域を急熱することによ
りPの粒界偏析が抑制され、粒界強度が上昇し耐2次力
l工ぜい性が向上することから限定をする必要がある。
析し易い温度域であり、この温度域を急熱することによ
りPの粒界偏析が抑制され、粒界強度が上昇し耐2次力
l工ぜい性が向上することから限定をする必要がある。
冷却中の600〜400℃の温度域については加熱時の
如く特別な限定をしなくても耐2次加工ぜい性は良好で
あるが、該温度域を10°C/s以上で急冷すればさら
に向上する。
如く特別な限定をしなくても耐2次加工ぜい性は良好で
あるが、該温度域を10°C/s以上で急冷すればさら
に向上する。
連続焼鈍時の最高加熱温度は深絞り性を確保するため、
700℃以上で1秒間以上の均熱が必要である。一方A
C3点(約920〜930°C)を越えると、深絞り性
が急激に低下するので加熱温度は700〜AC3とする
。
700℃以上で1秒間以上の均熱が必要である。一方A
C3点(約920〜930°C)を越えると、深絞り性
が急激に低下するので加熱温度は700〜AC3とする
。
(実施例)
実施例 I
C: 0.0024%、S i : 0.01%、Mn
:0.17%、p : 0.011%、S二0.0O5
%、A N : 0.037%、鋼しRH肌脱ガス後続
鋳造でスラブとした。次いでスラブを1160℃に再加
熱した後、900℃で仕上げ次いでホットランアウトテ
ーブル上で1秒後に35°C/ sで急冷を開始し、5
30°Cで巻取った。酸洗後80%の圧下率で冷間圧延
を行った。
:0.17%、p : 0.011%、S二0.0O5
%、A N : 0.037%、鋼しRH肌脱ガス後続
鋳造でスラブとした。次いでスラブを1160℃に再加
熱した後、900℃で仕上げ次いでホットランアウトテ
ーブル上で1秒後に35°C/ sで急冷を開始し、5
30°Cで巻取った。酸洗後80%の圧下率で冷間圧延
を行った。
次いで表1に示すように連続焼鈍中加熱時の400〜6
00℃までの加熱速度を変化させた。なお、400℃ま
での加熱速度は15°c / s 、600−795℃
までの加熱速度は4℃/Sとし795°Cに40s均熱
し795°Cから600°Cまで1.5°C/ sで冷
却し、600℃以下の温度域は約5℃/Sの冷却とした
。
00℃までの加熱速度を変化させた。なお、400℃ま
での加熱速度は15°c / s 、600−795℃
までの加熱速度は4℃/Sとし795°Cに40s均熱
し795°Cから600°Cまで1.5°C/ sで冷
却し、600℃以下の温度域は約5℃/Sの冷却とした
。
0.5%調質圧延後の結果を表1に示す。この発明の加
熱速度を限定することにより、r値や延性を劣化させる
ことなく耐2次加工ぜい性が向上している。
熱速度を限定することにより、r値や延性を劣化させる
ことなく耐2次加工ぜい性が向上している。
実施例 2
表2に示した化学成分、、熱延条件にてA−Hの供試鋼
板を作成した。なお連続焼鈍条件以外の製造条件は実施
例1と同様とした。
板を作成した。なお連続焼鈍条件以外の製造条件は実施
例1と同様とした。
連続焼鈍条件は、400℃までを13°c/s、400
〜650°Cまでは6°c/s、650°Cから810
°Cまで3℃/Sで加熱し810℃で20s保持した。
〜650°Cまでは6°c/s、650°Cから810
°Cまで3℃/Sで加熱し810℃で20s保持した。
次いで室温まで10°C/secで冷却した。
連続焼鈍については、この発明の表1−aサイクルとし
、均熱条件などは実施例1と同一である。
、均熱条件などは実施例1と同一である。
0.5%調質圧延後の機械的性質を表3に示す。
鋼C,D、EはC,N、 Sが外れた例、F、 G。
H,IはC,N、Sとの関係においてTi又はNbが外
れた比較例であり材質が劣る。鋼A、I。
れた比較例であり材質が劣る。鋼A、I。
0、Pはこの発明1.2による軟鋼板、鋼り、Mは高張
力鋼板の例である。@B、、)ばそれぞれ鋼0、Pより
Ti量がやや少なく他はほぼ同一で発明1の例である。
力鋼板の例である。@B、、)ばそれぞれ鋼0、Pより
Ti量がやや少なく他はほぼ同一で発明1の例である。
かくして軟鋼板レベル(Ts≦35 kg /mm2)
ばかりでなく、PやMn等の強化元素を添加した高張力
鋼板においても良好な材質が得られている。
ばかりでなく、PやMn等の強化元素を添加した高張力
鋼板においても良好な材質が得られている。
(発明の効果)
この発明により自動車車体などのプレス加工用銅板が必
要とするあらゆる条件を満足する鋼板が製造でき、その
効果は絶大なるものがある。
要とするあらゆる条件を満足する鋼板が製造でき、その
効果は絶大なるものがある。
第1図は、鋼板の7値に及ぼすTi、S、Nb量の効果
を示す図表、 第2図は、鋼板のAIに及ぼすTi、S、Nb量の効果
を示す図表である。
を示す図表、 第2図は、鋼板のAIに及ぼすTi、S、Nb量の効果
を示す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.0050wt%以下、Si:1.0wt%
以下、Mn:1.0wt%以下、 Ti:[(48/14)N(%)+(48/32)S(
%)]〜[3・(48/12)C(%)+(48/14
)N(%)+(48/32)S(%)]wt%Nb:(
0.2・(93/12)C(%)]〜[(93/12)
C(%)]wt%Al:0.005〜0.10wt%、
P:0.15wt%以下、N:0.0050wt%以下
、S:0.015wt%以下、を含有する組成になる鋼
の熱間圧延の仕上圧延完了から2秒以内に冷却を開始し
て、巻取りに至るまでを平均冷却速度10℃/s以上で
冷却し、710℃以下の温度で巻取り、その後圧下率5
0%以上の冷間圧延を施した上で、400〜600℃ま
での加熱速度を5℃/s以上として加熱し、700℃〜
Ac_3点の温度域で1秒間以上均熱するヒートサイク
ルで連続焼鈍を行うことを特徴とする、深絞り性の良好
な冷延鋼板の製造方法。 2、C:0.0050wt%以下、Si:1.0wt%
以下、Mn:1.0wt%以下、 Ti:4・(C(%)+N(%))〜[3・(48/1
2)C(%)+(48/14)N(%)+(48/32
)S(%)]wt%ただし4・(C(%)+N(%))
>(48/14)N(%)+(48/32)S(%)N
b:[0.2・(93/12)C(%)〜(93/12
)C(%)]wt%Al:0.005〜0.10wt%
、P:0.15wt%以下、N:0.0050wt%以
下、S:0.015wt%以下、を含有する組成になる
鋼の熱間圧延の仕上圧延完了から2秒以内に冷却を開始
して、巻取りに至るまでを平均冷却速度10℃/s以上
で冷却し、710℃以下の温度で巻取り、その後圧下率
50%以上の冷間圧延を施した上で、400〜6000
℃までの加熱速度を5℃/s以上として加熱し、700
℃〜Ac_3点の温度域で1秒間以上均熱するヒートサ
イクルで連続焼鈍を行うことを特徴とする、深絞り性の
良好な冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60116661A JPS61276927A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
EP86304020A EP0203809B1 (en) | 1985-05-31 | 1986-05-27 | A method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
DE86304020T DE3688862T2 (de) | 1985-05-31 | 1986-05-27 | Verfahren zum Herstellen kaltgewalzter Stahlbleche mit guter Tiefziehbarkeit. |
ZA864017A ZA864017B (en) | 1985-05-31 | 1986-05-29 | A method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
CA000510435A CA1271692A (en) | 1985-05-31 | 1986-05-30 | Method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
KR1019860004290A KR910002867B1 (ko) | 1985-05-31 | 1986-05-30 | 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판의 제조방법 |
US07/161,438 US4857117A (en) | 1985-05-31 | 1988-02-25 | Method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60116661A JPS61276927A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61276927A true JPS61276927A (ja) | 1986-12-06 |
JPH0510411B2 JPH0510411B2 (ja) | 1993-02-09 |
Family
ID=14692762
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP60116661A Granted JPS61276927A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (7)
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---|---|
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EP (1) | EP0203809B1 (ja) |
JP (1) | JPS61276927A (ja) |
KR (1) | KR910002867B1 (ja) |
CA (1) | CA1271692A (ja) |
DE (1) | DE3688862T2 (ja) |
ZA (1) | ZA864017B (ja) |
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KR100350065B1 (ko) * | 1997-11-26 | 2002-12-11 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성이우수한초고성형고강도전기아연도금강판용강재및이를이용한전기아연도금강판의제조방법 |
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1985
- 1985-05-31 JP JP60116661A patent/JPS61276927A/ja active Granted
-
1986
- 1986-05-27 DE DE86304020T patent/DE3688862T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1986-05-27 EP EP86304020A patent/EP0203809B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-05-29 ZA ZA864017A patent/ZA864017B/xx unknown
- 1986-05-30 KR KR1019860004290A patent/KR910002867B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1986-05-30 CA CA000510435A patent/CA1271692A/en not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-02-25 US US07/161,438 patent/US4857117A/en not_active Expired - Lifetime
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