JPH0474824A - 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0474824A JPH0474824A JP19140590A JP19140590A JPH0474824A JP H0474824 A JPH0474824 A JP H0474824A JP 19140590 A JP19140590 A JP 19140590A JP 19140590 A JP19140590 A JP 19140590A JP H0474824 A JPH0474824 A JP H0474824A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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）
本発明は、自動車用あるいは産業機器用の高強度部材用
鋼板であって、成形加工に供するまでは比較的低強度で
加工しやすく、加工後焼付塗装処理によって著しく高強
度化する熱延鋼板の製造法に関する。
鋼板であって、成形加工に供するまでは比較的低強度で
加工しやすく、加工後焼付塗装処理によって著しく高強
度化する熱延鋼板の製造法に関する。
（従来の技術）
連続熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、
比較的安価な構造材料として、自動車をはじめとする各
種の産業機器に広く使用されている、そして、その用途
上プレス加工で成形される部材が多く、従って、熱延鋼
板には優れた加工性が要求されることが多い。一方、構
造部材としては高強度であることも要求されるが、高強
度と優れた加工性とを両立させることは、通常困難であ
る。
比較的安価な構造材料として、自動車をはじめとする各
種の産業機器に広く使用されている、そして、その用途
上プレス加工で成形される部材が多く、従って、熱延鋼
板には優れた加工性が要求されることが多い。一方、構
造部材としては高強度であることも要求されるが、高強
度と優れた加工性とを両立させることは、通常困難であ
る。
そこで、加工以前の素材の段階では低強度で加工性がよ
く、加工の後に適当な熱処理によって高強度化する材料
が種々開発されてきた。冷延鋼板においては、加工する
前は軟質で加工が容易であり、加工後の焼付塗装時に硬
化して降伏強さが上昇する、いわゆる焼付硬化型高強度
鋼板がすでに実用化されている。最近では焼付硬化型の
熱延鋼板についての検討も進められており、これに関す
る特許も出願されている。
く、加工の後に適当な熱処理によって高強度化する材料
が種々開発されてきた。冷延鋼板においては、加工する
前は軟質で加工が容易であり、加工後の焼付塗装時に硬
化して降伏強さが上昇する、いわゆる焼付硬化型高強度
鋼板がすでに実用化されている。最近では焼付硬化型の
熱延鋼板についての検討も進められており、これに関す
る特許も出願されている。
例えば、特開昭６２−１８８０２１号公報には、焼付硬
化型高強度熱延鋼板を製造する方法として、Ｎを多く含
んだ特定化学成分の綱を、熱間圧延後急冷する方法が開
示されている。この方法は、固溶Ｎの歪時効を利用して
焼付硬化性を得るものである。
化型高強度熱延鋼板を製造する方法として、Ｎを多く含
んだ特定化学成分の綱を、熱間圧延後急冷する方法が開
示されている。この方法は、固溶Ｎの歪時効を利用して
焼付硬化性を得るものである。
しかしながらこの方法では、巻取り温度むらによる材質
変動を抑えるために巻取り温度を３５０℃を超え６００
℃以下と規定しているため、Ｎの多くはＡＥＮあるいは
鉄窒化物として存在し、焼付塗装時の歪時効による強度
上昇に働かず、高々７ ｋｇｆ／＋＋Ｉｍ”の引張強さ
の上昇しか示さない。
変動を抑えるために巻取り温度を３５０℃を超え６００
℃以下と規定しているため、Ｎの多くはＡＥＮあるいは
鉄窒化物として存在し、焼付塗装時の歪時効による強度
上昇に働かず、高々７ ｋｇｆ／＋＋Ｉｍ”の引張強さ
の上昇しか示さない。
またＮには、複合＆１１ｗｔ化を助長する働きがあり、
例えば特開昭５５−４４５５１号公報にはＮを多く含ん
だ特定化学成分の綱をオーステナイト（ｒ）低温域で熱
間圧延を終了する複合＆［Ｉ織＃ｉＩ板の製造方法が開
示されている。しかしながら、Ｎの焼付硬化能を利用し
ようとする場合、Ｔ低温域での熱延ではＩＮの析出が促
進されかえって不利であり、従来の熱延綱板に対する引
張強さの上昇は８ ｋｇｆ／ｍｍ”程度にすぎない。
例えば特開昭５５−４４５５１号公報にはＮを多く含ん
だ特定化学成分の綱をオーステナイト（ｒ）低温域で熱
間圧延を終了する複合＆［Ｉ織＃ｉＩ板の製造方法が開
示されている。しかしながら、Ｎの焼付硬化能を利用し
ようとする場合、Ｔ低温域での熱延ではＩＮの析出が促
進されかえって不利であり、従来の熱延綱板に対する引
張強さの上昇は８ ｋｇｆ／ｍｍ”程度にすぎない。
（発明が解決しようとするｔＪＢ）
本発明の目的は、加工時には軟質でかつ巻取り温度むら
による材質変動を最小限に抑え、加工後の焼付塗装処理
により疲労特性の改善に有効な弓張強さが大幅に上昇す
る熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
による材質変動を最小限に抑え、加工後の焼付塗装処理
により疲労特性の改善に有効な弓張強さが大幅に上昇す
る熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
（課題を解決するための手段）
本発明者らは、特定の化学組成を有する鋼を適切な条件
で加工熱処理することにより上記目的が達成されること
を見いだした。すなわち、Ｃ量を０．０２〜０．１３％
と低く抑えることにより巻取り温度むらによる材質の変
動を抑制し、また、Ｎをｏ、ｏｏｓ。
で加工熱処理することにより上記目的が達成されること
を見いだした。すなわち、Ｃ量を０．０２〜０．１３％
と低く抑えることにより巻取り温度むらによる材質の変
動を抑制し、また、Ｎをｏ、ｏｏｓ。
〜０．０２５０％と多量に添加し、さらに熱間圧延の仕
上げ温度を８５０〜９５０℃、巻取り温度を３５０’Ｃ
以下とすることにより多量の固ｉＮを鋼中に存在させ、
金属組織をフェライトとマルテンサイトを主体とした複
合組織とすることにより優れた加工性と高い焼付硬化性
を付与できることを見いだした。
上げ温度を８５０〜９５０℃、巻取り温度を３５０’Ｃ
以下とすることにより多量の固ｉＮを鋼中に存在させ、
金属組織をフェライトとマルテンサイトを主体とした複
合組織とすることにより優れた加工性と高い焼付硬化性
を付与できることを見いだした。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであっ
て、その要旨は下記■および■の熱延綱板の製造方法に
ある６なお、鋼中の化学成分の「％」は重量％を意味す
る。
て、その要旨は下記■および■の熱延綱板の製造方法に
ある６なお、鋼中の化学成分の「％」は重量％を意味す
る。
■ Ｃ： ０．０２〜０．１３％、Ｓｉ ： ２．０％
以下、Ｍｎ ： ０．６〜２．５％、ｓｏｌ、＾ｚ：ｏ
、ｘｏ％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％を含
有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼、また
は更にＣａ ： ０．０００２〜０．０１％、ｚｒ：０
．０１〜０．１０％、希土類元素： ０．００２〜０．
１０％およびＣｒ ： ３．０％以下のうちの１種以上
を含む鋼に、鋳造後直接あるいは１１００℃以上に再加
熱した後、８５０〜９５０’Ｃで仕上圧延を終了する熱
間圧延を施し、次いで、１５℃／ｓ以上の冷却速度で３
５０℃以下まで冷却した後巻取ることを特徴とする焼付
硬化性と加工性に優れた熱延綱板の製造方法。
以下、Ｍｎ ： ０．６〜２．５％、ｓｏｌ、＾ｚ：ｏ
、ｘｏ％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％を含
有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼、また
は更にＣａ ： ０．０００２〜０．０１％、ｚｒ：０
．０１〜０．１０％、希土類元素： ０．００２〜０．
１０％およびＣｒ ： ３．０％以下のうちの１種以上
を含む鋼に、鋳造後直接あるいは１１００℃以上に再加
熱した後、８５０〜９５０’Ｃで仕上圧延を終了する熱
間圧延を施し、次いで、１５℃／ｓ以上の冷却速度で３
５０℃以下まで冷却した後巻取ることを特徴とする焼付
硬化性と加工性に優れた熱延綱板の製造方法。
■ Ｃ： ０．０２〜０．１３％、Ｓｉ ： ２．０％
以下、Ｍｎ ： ０．６〜２，５％、ｓｏｌ．Ａｌ ：
０．１０％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼、
または更にＣａ ： ０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ
：０．０１〜０．１０％、希土類元素： ０．００２〜
０．１０％およびＣｒ ： ３．０％以下のうちの１種
以上を含む鋼に、鋳造後直接あるいは１１００″Ｃ以上
に再加熱した後、８５０〜９５０℃で仕上圧延を終了す
る熱間圧延を施し、次イテ、１５℃／ｓ以上の冷却速度
テロｏｏ〜７ｏｏ′ｃまで冷却した後１〜１５秒間空冷
を行い、さらに、１５℃／Ｓ以上の冷却速度で３５０℃
以下まで冷却した後巻取ることを特徴とする焼付硬化性
と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
以下、Ｍｎ ： ０．６〜２，５％、ｓｏｌ．Ａｌ ：
０．１０％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼、
または更にＣａ ： ０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ
：０．０１〜０．１０％、希土類元素： ０．００２〜
０．１０％およびＣｒ ： ３．０％以下のうちの１種
以上を含む鋼に、鋳造後直接あるいは１１００″Ｃ以上
に再加熱した後、８５０〜９５０℃で仕上圧延を終了す
る熱間圧延を施し、次イテ、１５℃／ｓ以上の冷却速度
テロｏｏ〜７ｏｏ′ｃまで冷却した後１〜１５秒間空冷
を行い、さらに、１５℃／Ｓ以上の冷却速度で３５０℃
以下まで冷却した後巻取ることを特徴とする焼付硬化性
と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（作用）
以下、本発明の構成要件とその作用について詳細に説明
する。
する。
（Ａ）鋼板の化学組成
Ｃはフェライトとマルテンサイトを主体とした複合組織
（以下、単に複合組織という）中の低温変態生成物の体
積率を増大させ、鋼板の強度を高める働きがあるが、そ
の含有量が０．０２％未満では前記作用による所望の効
果が得られず、一方、０．１３％を超えて含有させると
溶接性が劣化し、巻取り温度むらによるマルテンサイト
の体積率や硬度の変動に起因する材質変動が顕著になる
とともに、熱延ままでの強度が高く、焼付塗装時にマル
テンサイトが軟化することもあって強度上昇量が低下す
る傾向がある。したがってその含有量を０．０２〜０．
１３％と定めた。なお、好ましい範囲は０．０２〜０．
１０％である。
（以下、単に複合組織という）中の低温変態生成物の体
積率を増大させ、鋼板の強度を高める働きがあるが、そ
の含有量が０．０２％未満では前記作用による所望の効
果が得られず、一方、０．１３％を超えて含有させると
溶接性が劣化し、巻取り温度むらによるマルテンサイト
の体積率や硬度の変動に起因する材質変動が顕著になる
とともに、熱延ままでの強度が高く、焼付塗装時にマル
テンサイトが軟化することもあって強度上昇量が低下す
る傾向がある。したがってその含有量を０．０２〜０．
１３％と定めた。なお、好ましい範囲は０．０２〜０．
１０％である。
Ｓｉは固溶強化作用により強度と延性を向上させる好ま
しい元素である。しかし、必要以上に添加すると溶接性
が劣化するので、その含有量を２．０％以下と定めた。
しい元素である。しかし、必要以上に添加すると溶接性
が劣化するので、その含有量を２．０％以下と定めた。
Ｍｎはオーステナイトを安定化する働きがあり、複合組
織を得るために不可欠の元素である。その含有量が０．
６％未満では必要な強度が得られないばかりか複合組織
を得ることが困難であり、また、２．５％を超えて含有
させると溶接性が劣化するので、その含有量を０．６〜
２，５％と定めた。
織を得るために不可欠の元素である。その含有量が０．
６％未満では必要な強度が得られないばかりか複合組織
を得ることが困難であり、また、２．５％を超えて含有
させると溶接性が劣化するので、その含有量を０．６〜
２，５％と定めた。
Ａ２は脱酸剤として添加され綱の清浄度を確保するため
に必要であるが、多量に添加してもＩＮとして析出し、
固溶Ｎを減少させるので、その上限価をｓｏｌ、八ｌで
０．１０％と定めた。 ０．０８％以下とするのが好ま
しく、０．０１％以下とするのが特に好ましい。
に必要であるが、多量に添加してもＩＮとして析出し、
固溶Ｎを減少させるので、その上限価をｓｏｌ、八ｌで
０．１０％と定めた。 ０．０８％以下とするのが好ま
しく、０．０１％以下とするのが特に好ましい。
熱延鋼板中に固溶しているＮは加工後の焼付塗装時に歪
時効を引き起こし引張強さの上昇に大きく寄与する。引
張強さを１０ｋｇｆ／ａｍ”以上上昇させるためには０
．００８０％以上のＮを含有させることが必要であるが
、０．０２５０％を超えて含有させてもその効果が飽和
してしまうのでその含有量を０．００８０〜０．０２５
０％とした。 ０．０１００〜０．０２５０％とするの
が特に好ましい。
時効を引き起こし引張強さの上昇に大きく寄与する。引
張強さを１０ｋｇｆ／ａｍ”以上上昇させるためには０
．００８０％以上のＮを含有させることが必要であるが
、０．０２５０％を超えて含有させてもその効果が飽和
してしまうのでその含有量を０．００８０〜０．０２５
０％とした。 ０．０１００〜０．０２５０％とするの
が特に好ましい。
Ｃａ、 Ｚｒおよび希土類元素はいずれも介在物の形状
を調整して冷間加工性を改善する作用を有する。
を調整して冷間加工性を改善する作用を有する。
しかし、その含有量がそれぞれＣａ ： ０．０００２
％未満、Ｚｒ ： ０．０１％未満および希土類元素：
０．００２％未満では前記の作用による所望の効果が
得られず、方、Ｃａ ： ０．０１％、Ｚｒ ： ０．
１０％および希土類元素＝０．１０％を超えて含有させ
ると、逆に鋼中の介在物が多くなりすぎて冷間加工性が
劣化することから、それぞれの含有量をＣａ ： ０．
０００２〜０．０１％、Ｚｒ ： ０．０１〜０．１０
％、希土類元素： ０．００２〜０．１０％とした。
％未満、Ｚｒ ： ０．０１％未満および希土類元素：
０．００２％未満では前記の作用による所望の効果が
得られず、方、Ｃａ ： ０．０１％、Ｚｒ ： ０．
１０％および希土類元素＝０．１０％を超えて含有させ
ると、逆に鋼中の介在物が多くなりすぎて冷間加工性が
劣化することから、それぞれの含有量をＣａ ： ０．
０００２〜０．０１％、Ｚｒ ： ０．０１〜０．１０
％、希土類元素： ０．００２〜０．１０％とした。
ＣｒはＭｎと同様焼入れ性を向上させ、マルテンサイト
を生成しやすくする働きがあるが、３．０％を超えて含
有させると焼入れ性は優れるが延性が劣化するため３．
０％以下とした。
を生成しやすくする働きがあるが、３．０％を超えて含
有させると焼入れ性は優れるが延性が劣化するため３．
０％以下とした。
上記の成分のほかに、本発明方法を適用して製造する熱
延鋼板においては、不純物として含有されるＰとＳの上
限を抑えることが重要である。
延鋼板においては、不純物として含有されるＰとＳの上
限を抑えることが重要である。
Ｐは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であり、所望の
溶接性を確保するためには０．０５％以下とするべきで
ある。
溶接性を確保するためには０．０５％以下とするべきで
ある。
ＳはＭｎＳ系介在物を形成して加工性を低下させる不純
物元素であり、加工性を確保するためにその含有量を０
．０５％以下に抑えるのがよい。
物元素であり、加工性を確保するためにその含有量を０
．０５％以下に抑えるのがよい。
（Ｂ）熱間圧延条件
熱間圧延に際して、連続鋳造または分解圧延工程から送
られてくる、いわゆる直送スラブを用いてもよいし、−
旦冷却されたスラブを再加熱して用いてもよい、ただし
、再加熱圧延の場合は、仕上圧延温度を前記の範囲内に
するため、および八ｌＮや鉄窒化物を完全に固溶させる
ために、再加熱温度は１１００”Ｃ以上とする。
られてくる、いわゆる直送スラブを用いてもよいし、−
旦冷却されたスラブを再加熱して用いてもよい、ただし
、再加熱圧延の場合は、仕上圧延温度を前記の範囲内に
するため、および八ｌＮや鉄窒化物を完全に固溶させる
ために、再加熱温度は１１００”Ｃ以上とする。
本発明においては熱間圧延仕上温度を８５０〜９５０℃
とすることが重要である。仕上温度がＡｒ３点以上であ
っても、８５０℃未満であるとマルテンサイトがバンド
（帯）状に生成し加工性が劣化するとともに、ＡｌＮあ
るいは鉄窒化物が生成して固溶Ｎが減少し、焼付硬化性
が低下する。また、９５０℃を超える仕上温度で熱間圧
延を終了すると、オーステナイト粒が粗大となってフェ
ライト核生成位置であるオーステナイト粒界面積が減少
するためフェライトの生成量が減って加工性が劣化する
。なお、特に好ましい仕上温度は９００〜９５０℃であ
る。
とすることが重要である。仕上温度がＡｒ３点以上であ
っても、８５０℃未満であるとマルテンサイトがバンド
（帯）状に生成し加工性が劣化するとともに、ＡｌＮあ
るいは鉄窒化物が生成して固溶Ｎが減少し、焼付硬化性
が低下する。また、９５０℃を超える仕上温度で熱間圧
延を終了すると、オーステナイト粒が粗大となってフェ
ライト核生成位置であるオーステナイト粒界面積が減少
するためフェライトの生成量が減って加工性が劣化する
。なお、特に好ましい仕上温度は９００〜９５０℃であ
る。
熱間圧延終了後、冷却速度１５℃八以上で冷却する。こ
の冷却過程でフェライトと未変態オーステナイトの分離
が進み、３５０℃以下で巻取るまでに未変態オーステナ
イトの大部分がマルテンサイトに変態する。
の冷却過程でフェライトと未変態オーステナイトの分離
が進み、３５０℃以下で巻取るまでに未変態オーステナ
イトの大部分がマルテンサイトに変態する。
本発明者らの実験結果によると、固溶Ｎ量が同じである
場合でも、フェライトとマルテンサイトを主体とする金
属組織（複合組織）を有する鋼板は、フェライトとパー
ライトあるいはフェライトとへイナイトを主体とする金
属組織、あるいはベイナイト単相の金属組織のｍＦｉよ
りも焼付硬化性が高い、そのメカニズムは必ずしも明ら
かではないが、フェライトとマルテンサイトを主体とす
る複合組織を有する鋼板に変形を加えた場合、軟質なフ
ェライトに導入される転位が多く、それがＮにより固定
されてフェライトが著しく強化されるため、引張強さが
大きく上昇するものと思われる。しかも、フェライトと
マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板にお
いては、スキンパス後常温で長時間放置しておいでもプ
レス時に問題となる降伏伸びの発生が抑制される。
場合でも、フェライトとマルテンサイトを主体とする金
属組織（複合組織）を有する鋼板は、フェライトとパー
ライトあるいはフェライトとへイナイトを主体とする金
属組織、あるいはベイナイト単相の金属組織のｍＦｉよ
りも焼付硬化性が高い、そのメカニズムは必ずしも明ら
かではないが、フェライトとマルテンサイトを主体とす
る複合組織を有する鋼板に変形を加えた場合、軟質なフ
ェライトに導入される転位が多く、それがＮにより固定
されてフェライトが著しく強化されるため、引張強さが
大きく上昇するものと思われる。しかも、フェライトと
マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板にお
いては、スキンパス後常温で長時間放置しておいでもプ
レス時に問題となる降伏伸びの発生が抑制される。
冷却速度が１５℃／ｓ未満あるいは巻取り温度が３５０
℃を超えると、未変態オーステナイトがマルテンサイト
に変態する前にパーライトあるいはへイナイトに変態し
てしまい、フェライトとマルテンサイトを主体とする複
合組織が得られず、焼付硬化性が低下する。フェライト
およびマルテンサイトの体積率はそれぞれ６０％以上お
よび８％以上であることが必要である。
℃を超えると、未変態オーステナイトがマルテンサイト
に変態する前にパーライトあるいはへイナイトに変態し
てしまい、フェライトとマルテンサイトを主体とする複
合組織が得られず、焼付硬化性が低下する。フェライト
およびマルテンサイトの体積率はそれぞれ６０％以上お
よび８％以上であることが必要である。
本発明のひとつ（前記■記載の発明）は、上記のように
熱間圧延後巻き取りまでの冷却を連続して行う方法であ
る。
熱間圧延後巻き取りまでの冷却を連続して行う方法であ
る。
本発明のもうひとつ（前記■記載の発明）は、熱間圧延
後の冷却過程を２段に分け、第１段の冷却では１５℃八
以上の冷却速度で６００〜７００”Ｃまで冷却した後１
〜１５秒間空冷し、次いで、１５℃／ｓ以上の冷却速度
で３５０℃以下まで冷却（第２段の冷却）した後巻き取
る方法である。これによって、フェライトと未変態オー
ステナイトとの分離がさらに促進され、フェライトが軟
質化するため加工性が向上する。なお、空冷時の冷却速
度は、板厚にもよるが０．５〜ｂ （実施例） 第１表に示す化学組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉で溶製
し、熱間鍛造により６０ｍ１厚スラブを製造し、１１０
０〜１２５０℃で加熱した後熱間圧延を行うか、または
鋳型で６０＋ｎ＋厚のスラブを製造しそのまま直接熱間
圧延を行い、３ｓＩＩ厚の熱延鋼板とした。製造条件を
第２表に示す。
後の冷却過程を２段に分け、第１段の冷却では１５℃八
以上の冷却速度で６００〜７００”Ｃまで冷却した後１
〜１５秒間空冷し、次いで、１５℃／ｓ以上の冷却速度
で３５０℃以下まで冷却（第２段の冷却）した後巻き取
る方法である。これによって、フェライトと未変態オー
ステナイトとの分離がさらに促進され、フェライトが軟
質化するため加工性が向上する。なお、空冷時の冷却速
度は、板厚にもよるが０．５〜ｂ （実施例） 第１表に示す化学組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉で溶製
し、熱間鍛造により６０ｍ１厚スラブを製造し、１１０
０〜１２５０℃で加熱した後熱間圧延を行うか、または
鋳型で６０＋ｎ＋厚のスラブを製造しそのまま直接熱間
圧延を行い、３ｓＩＩ厚の熱延鋼板とした。製造条件を
第２表に示す。
この熱延鋼板からＪＩＳ ５号引張り試験片を切り出し
、そのまま（熱延まま）の状態で、および８％引張り予
歪を与えた後１７０℃×２０分の熱処理を行って加工後
の焼付塗装処理に相当する処理を施した後、引張試験を
行った。
、そのまま（熱延まま）の状態で、および８％引張り予
歪を与えた後１７０℃×２０分の熱処理を行って加工後
の焼付塗装処理に相当する処理を施した後、引張試験を
行った。
また、熱延゛鋼板の熱延ままでの加工性を調べるため、
５％クリアランス打ち抜き穴の穴拡げ試験も実施した。
５％クリアランス打ち抜き穴の穴拡げ試験も実施した。
さらに、金属組織の定量を行い、フェライト体積率およ
びマルテンサイト体積率を求めた。金属組織の定量は、
まずナイタル腐食により、フェライトおよびマルテンサ
イトと、ヘイナイトおよびパーライトを分離し、さらに
、４００℃×２０分の熱処理によりマルテンサイト中に
炭化物を析出させた後、再度ナイタル腐食によりフェラ
イトとマルテンサイトを分離して測定した。なお、定量
においては、画像処理解析を行った。
びマルテンサイト体積率を求めた。金属組織の定量は、
まずナイタル腐食により、フェライトおよびマルテンサ
イトと、ヘイナイトおよびパーライトを分離し、さらに
、４００℃×２０分の熱処理によりマルテンサイト中に
炭化物を析出させた後、再度ナイタル腐食によりフェラ
イトとマルテンサイトを分離して測定した。なお、定量
においては、画像処理解析を行った。
結果を第３表に示す。同表から明らかなように、本発明
例１〜５と１０〜２３では、引張強さ（ＴＳ） ｘ伸び
（ＥＬ） ＞ １８００、引張強さ（ＴＳ）Ｘ穴拡げ率
＞１８００で、強度と延性のバランスがよく、高い加工
性を有し、しかも、加工後の焼付塗装相当処理による引
張強さの増加（ΔＴＳ）が１０ｋｇｆ／ｍｍ”以上とい
う高い値を示した。
例１〜５と１０〜２３では、引張強さ（ＴＳ） ｘ伸び
（ＥＬ） ＞ １８００、引張強さ（ＴＳ）Ｘ穴拡げ率
＞１８００で、強度と延性のバランスがよく、高い加工
性を有し、しかも、加工後の焼付塗装相当処理による引
張強さの増加（ΔＴＳ）が１０ｋｇｆ／ｍｍ”以上とい
う高い値を示した。
熱間圧延の仕上温度が本発明範囲よりも低い比較例６で
は、焼付硬化性が劣り、穴拡げ性が著しく低い、熱間圧
延後の冷却速度の遅い比較例７、冷却終了温度が高い比
較例８および冷却途中の空冷時間の長い比較例９では、
マルテンサイトが生じず、加工後の焼付塗装相当処理に
よる引張強さの増加が小さい。Ｎ添加量が本発明範囲よ
り少ない比較例２４も、加工後の焼付塗装相当処理によ
る引張強さの増加が小さい。Ｃの高い比較例２５におい
ては、引張試験片採取位置による強度のばらつきが大き
く、引張強さの増加量も小さかった。
は、焼付硬化性が劣り、穴拡げ性が著しく低い、熱間圧
延後の冷却速度の遅い比較例７、冷却終了温度が高い比
較例８および冷却途中の空冷時間の長い比較例９では、
マルテンサイトが生じず、加工後の焼付塗装相当処理に
よる引張強さの増加が小さい。Ｎ添加量が本発明範囲よ
り少ない比較例２４も、加工後の焼付塗装相当処理によ
る引張強さの増加が小さい。Ｃの高い比較例２５におい
ては、引張試験片採取位置による強度のばらつきが大き
く、引張強さの増加量も小さかった。
（以下、余白）
（発明の効果）
本発明方法により、加工時には軟質で加工しやすく、加
工後の焼付塗装処理により著しく高強度化する熱延綱板
を製造することができる。この銅板は自動車、その他各
種の産業機器に広く使用できるもので、工業的に極めて
有用である。
工後の焼付塗装処理により著しく高強度化する熱延綱板
を製造することができる。この銅板は自動車、その他各
種の産業機器に広く使用できるもので、工業的に極めて
有用である。
Claims (2)
- （１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１３％、Ｓｉ：２
．０％以下、Ｍｎ：０．６〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．１０％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％を
含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼、ま
たは更にＣａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．
０１〜０．１０％、希土類元素：０．００２〜０．１０
％およびＣｒ：３．０％以下のうちの１種以上を含む鋼
に、鋳造後直接あるいは１１００℃以上に再加熱した後
、８５０〜９５０℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施
し、次いで、１５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以下
まで冷却した後巻取ることを特徴とする焼付硬化性と加
工性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - （２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１３％、Ｓｉ：２
．０％以下、Ｍｎ：０．６〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．１０％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％を
含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼、ま
たは更にＣａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．
０１〜０．１０％、希土類元素：０．００２〜０．１０
％およびＣｒ：３．０％以下のうちの１種以上を含む鋼
に、鋳造後直接あるいは１１００℃以上に再加熱した後
、８５０〜９５０℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施
し、次いで、１５℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜７０
０℃まで冷却した後１〜１５秒間空冷を行い、更に、１
５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以下まで冷却した後
巻取ることを特徴とする焼付硬化性と加工性に優れた熱
延綱板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2191405A JPH0823048B2 (ja) | 1990-07-18 | 1990-07-18 | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2191405A JPH0823048B2 (ja) | 1990-07-18 | 1990-07-18 | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0474824A true JPH0474824A (ja) | 1992-03-10 |
| JPH0823048B2 JPH0823048B2 (ja) | 1996-03-06 |
Family
ID=16274062
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2191405A Expired - Lifetime JPH0823048B2 (ja) | 1990-07-18 | 1990-07-18 | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0823048B2 (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5523567A (en) * | 1993-11-04 | 1996-06-04 | Hitachi, Ltd. | Scanning electron microscope and image forming method therewith |
| EP1028167A2 (en) * | 1999-02-09 | 2000-08-16 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same |
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2002003997A (ja) * | 2000-04-17 | 2002-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP1191114A1 (en) * | 2000-02-23 | 2002-03-27 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile hot-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
| EP1193322A1 (en) * | 2000-02-29 | 2002-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1207213A1 (en) * | 2000-04-27 | 2002-05-22 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet excellent in ductility and in strain aging hardening properties, and method for producing the same |
| JP2003013177A (ja) * | 2001-07-03 | 2003-01-15 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
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| EP1291447A4 (en) * | 2000-05-31 | 2004-05-19 | Jfe Steel Corp | COLD ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT RECOLD AGING PROPERTIES AND PRODUCTION METHOD FOR SUCH A STEEL SHEET |
| US7067023B2 (en) | 2000-05-26 | 2006-06-27 | Jfe Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| EP1905848A2 (en) * | 2000-08-04 | 2008-04-02 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet or hot-rolled steel sheet excellent in painting bake hardenability and anti aging property at room temperature, and method of producing the same |
| JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8828154B2 (en) | 2005-03-31 | 2014-09-09 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7303435B2 (ja) * | 2019-08-20 | 2023-07-05 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JPS5684419A (en) * | 1979-12-11 | 1981-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of low yield-ratio high-tension hot-rolled steel-plate |
| JPS63247314A (ja) * | 1987-04-02 | 1988-10-14 | Kawasaki Steel Corp | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-07-18 JP JP2191405A patent/JPH0823048B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| KR100511727B1 (ko) * | 1999-02-09 | 2005-08-31 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 소부 경화성, 내피로성, 내충격성 및 내상온 시효성이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0823048B2 (ja) | 1996-03-06 |
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