JPS5830937B2 - 短時間連続焼鈍によるａｉキルド深絞り用冷延鋼板の製造法 - Google Patents
短時間連続焼鈍によるａｉキルド深絞り用冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5830937B2 JPS5830937B2 JP54010493A JP1049379A JPS5830937B2 JP S5830937 B2 JPS5830937 B2 JP S5830937B2 JP 54010493 A JP54010493 A JP 54010493A JP 1049379 A JP1049379 A JP 1049379A JP S5830937 B2 JPS5830937 B2 JP S5830937B2
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- 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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- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は短時間連続焼鈍によるＡｔキルド深絞り用冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
鋼板の製造方法に関するものである。
冷延鋼板は、自動車車体部品のプレス成形で代表される
ような冷開成形加工に供せられる場合が多く、そのため
該鋼板には優れた加工性が要求される。
ような冷開成形加工に供せられる場合が多く、そのため
該鋼板には優れた加工性が要求される。
鋼板の加工性全般を向上させるには、鋼板の結晶粒径を
十分大きく、また鋼板に含會れる固溶Ｃをできるだけ少
なくすることが必要である。
十分大きく、また鋼板に含會れる固溶Ｃをできるだけ少
なくすることが必要である。
更に深絞り成形加工については平均塑性歪比ｒ値の大き
いことが好ましく、ｒ値は結晶集合組織と関連し１１１
方位成分の集積の大きい方が高い７値をもたらす。
いことが好ましく、ｒ値は結晶集合組織と関連し１１１
方位成分の集積の大きい方が高い７値をもたらす。
冷延鋼板は、熱延−冷延−焼鈍を基本製造工程とするが
、結晶粒径とｒ値を十分大きくするのには焼鈍時の徐加
熱長時間保定か有効であり、會た固溶Ｃを低減するには
焼鈍後徐冷し、鋼中Ｃのほとんどを炭化物として粒界に
析出さぜることが有効である。
、結晶粒径とｒ値を十分大きくするのには焼鈍時の徐加
熱長時間保定か有効であり、會た固溶Ｃを低減するには
焼鈍後徐冷し、鋼中Ｃのほとんどを炭化物として粒界に
析出さぜることが有効である。
このような焼鈍はバッチ焼鈍炉によって容易に実現でき
るので、従来から冷延鋼板の製造にはバッチ焼鈍が広く
抜用されていた。
るので、従来から冷延鋼板の製造にはバッチ焼鈍が広く
抜用されていた。
このバッチ焼鈍は、加工性の優れた鋼板の製造法として
は最適であるが、焼鈍処理に長時間を要し、生産効率を
著しく損うのが大きな欠点であった。
は最適であるが、焼鈍処理に長時間を要し、生産効率を
著しく損うのが大きな欠点であった。
このため連続焼鈍のような短時間処理で加工性の優れた
冷延鋼板を製造する技術が注目され、最近になっていく
つかの技術が公開されている（特公昭４２−１１９１１
号公報、特開昭５０−７２８１６号公報、特開昭５０−
１２５９１８号公報、特開昭５１−３２４１８号公報な
ど）。
冷延鋼板を製造する技術が注目され、最近になっていく
つかの技術が公開されている（特公昭４２−１１９１１
号公報、特開昭５０−７２８１６号公報、特開昭５０−
１２５９１８号公報、特開昭５１−３２４１８号公報な
ど）。
しかしながらこれらの技術が次のような欠点を有してい
ることについてはこれ筐で全く留意されていなかった。
ることについてはこれ筐で全く留意されていなかった。
すなわち、連続焼鈍において十分大きな結晶粒径を得ん
とすることに意を用い過ぎ、短時間処理とはいいながら
、焼鈍保定時間は長いほどよいとする考え方が多い。
とすることに意を用い過ぎ、短時間処理とはいいながら
、焼鈍保定時間は長いほどよいとする考え方が多い。
たとえば上記公知例にかいて焼鈍時間の下限のみを規定
しているのが一つの証左である。
しているのが一つの証左である。
このように焼鈍保定時間を長くすると結晶粒の成長が十
分進行するので大きな結晶粒が得られ、これば確かに利
点ではある。
分進行するので大きな結晶粒が得られ、これば確かに利
点ではある。
しかしながら焼鈍時間が長くなると、熱延板で折角析出
していた炭化物が焼鈍中に溶解し、固溶Ｃの増大をもた
らし加工性を劣化さぐる要因をつぐってし１う。
していた炭化物が焼鈍中に溶解し、固溶Ｃの増大をもた
らし加工性を劣化さぐる要因をつぐってし１う。
このため従来技術でばこのような固溶Ｃを再び炭化物と
して析出サセるため、４５０℃程度でのかなり長時間の
過時効処理を改めて付加していた。
して析出サセるため、４５０℃程度でのかなり長時間の
過時効処理を改めて付加していた。
つ寸り連続焼鈍は
（ａ） 焼鈍保定時間が長いほど結晶粒が大きくなり
加工性は向上する。
加工性は向上する。
（ｂ） 焼鈍保定時間が短かいほど熱延板で形成され
た炭化物の溶解が抑制され過時効が短かくて済む。
た炭化物の溶解が抑制され過時効が短かくて済む。
という相反する要因を含んでいることになる。
それにもかかわらず従来技術でＵ（ａ）のみが注目され
（ｂ）については全く配慮がなされていなかったのであ
る。
（ｂ）については全く配慮がなされていなかったのであ
る。
本発明はこの点に注目し、（ａ） 、（ｂ）双方の事
象を考慮した他に、連続焼鈍の加熱速度を調整して製品
の深絞り性（ｒ値）を特に向上させる技術を含めた新規
な連続焼鈍法を提供せんとするものであって、低炭素鋼
を溶製したのち連続鋳造あるいは普通造塊法にてスラブ
とし、熱延・冷延を経て連続焼鈍するにあたり、基結晶
温度範囲までを４０°Ｃ／秒以上の加熱速度で急熱し、
その後焼鈍温度までを５〜ｂ °Ｃが７００℃以上Ａ３変態点以下であってかつ焼鈍時
間ｔ（秒）が［８−０，０３（Ｔ−６８０）］秒以上［
４０−０，１５（Ｔ−６８０））秒以下となる焼鈍な卦
こない、しかるのちはじめは５０℃／秒未満の冷却速度
で徐冷し、その途中６００℃超ＣＴ−０，０２７（Ｔ−
６８０）（Ｊｔ＋２３．７）］°Ｃ以下の温度Ｔ、’Ｃ
から冷延速度５０℃／秒以上で過時効温度範囲まで急冷
し、その後３００〜５００℃で１０秒以上２分以下の過
時効処理を付加することを特徴とする短時間連続焼鈍に
よるＡ７キルド深絞り用冷延鋼板の製造法を要旨とする
ものである。
象を考慮した他に、連続焼鈍の加熱速度を調整して製品
の深絞り性（ｒ値）を特に向上させる技術を含めた新規
な連続焼鈍法を提供せんとするものであって、低炭素鋼
を溶製したのち連続鋳造あるいは普通造塊法にてスラブ
とし、熱延・冷延を経て連続焼鈍するにあたり、基結晶
温度範囲までを４０°Ｃ／秒以上の加熱速度で急熱し、
その後焼鈍温度までを５〜ｂ °Ｃが７００℃以上Ａ３変態点以下であってかつ焼鈍時
間ｔ（秒）が［８−０，０３（Ｔ−６８０）］秒以上［
４０−０，１５（Ｔ−６８０））秒以下となる焼鈍な卦
こない、しかるのちはじめは５０℃／秒未満の冷却速度
で徐冷し、その途中６００℃超ＣＴ−０，０２７（Ｔ−
６８０）（Ｊｔ＋２３．７）］°Ｃ以下の温度Ｔ、’Ｃ
から冷延速度５０℃／秒以上で過時効温度範囲まで急冷
し、その後３００〜５００℃で１０秒以上２分以下の過
時効処理を付加することを特徴とする短時間連続焼鈍に
よるＡ７キルド深絞り用冷延鋼板の製造法を要旨とする
ものである。
以下本発明の詳細な説明する。
冷延後の状態では鋼板は大きな加工歪をもってかり、そ
れを焼鈍し再結晶温度以上に加熱すると歪のない新しい
結晶粒が形成される。
れを焼鈍し再結晶温度以上に加熱すると歪のない新しい
結晶粒が形成される。
本発明者の詳細な研究の結果、再結晶温度範囲（再結晶
温度±５０°Ｃ）昔でを急熱し冷延型を温存したｉｔ急
激に再結晶を生ぜしめ、その後は保熱に切換えると結晶
粒の成長が爆発的に生じ、その過程で（１１１）方位成
分が増大し、製品のｒ値が向上することを確めた。
温度±５０°Ｃ）昔でを急熱し冷延型を温存したｉｔ急
激に再結晶を生ぜしめ、その後は保熱に切換えると結晶
粒の成長が爆発的に生じ、その過程で（１１１）方位成
分が増大し、製品のｒ値が向上することを確めた。
この効果を顕著に発揮せしめるための適正条件は、１ず
再結晶温度範囲（再結晶温度±５０°Ｃ）までを４０°
Ｃ／秒以上の加熱速度で急熱することであって、加熱速
度が４０℃／秒未満では冷延型の温存が十分でない。
再結晶温度範囲（再結晶温度±５０°Ｃ）までを４０°
Ｃ／秒以上の加熱速度で急熱することであって、加熱速
度が４０℃／秒未満では冷延型の温存が十分でない。
次には再結晶温度範囲を超え焼鈍温度昔でを５〜３０
′ｃ／ｆｐの加熱速度で保熱する折要がある。
′ｃ／ｆｐの加熱速度で保熱する折要がある。
これは爆発的な結晶粒の成長のためであって、３０’Ｃ
／秒超の急熱では粒成長のための時間的余裕がなく、ま
た５°Ｃ／秒未満の保熱では加熱時間が長過ぎその間に
熱延板で析出していた炭化物が多量に溶は出したりする
ので好ましくない。
／秒超の急熱では粒成長のための時間的余裕がなく、ま
た５°Ｃ／秒未満の保熱では加熱時間が長過ぎその間に
熱延板で析出していた炭化物が多量に溶は出したりする
ので好ましくない。
加工性の向上に好ましい十分大きな結晶粒を得るために
は焼鈍温度Ｔ （°Ｃ）ば７００°Ｃ以上の高温でなけ
ればならず、一方ＴがＡ３変態点超では焼鈍時の変態に
より（１１１）方位成分が減少するのでＴば７００’Ｃ
−Ａ３変態点の範囲を採用するのがよい。
は焼鈍温度Ｔ （°Ｃ）ば７００°Ｃ以上の高温でなけ
ればならず、一方ＴがＡ３変態点超では焼鈍時の変態に
より（１１１）方位成分が減少するのでＴば７００’Ｃ
−Ａ３変態点の範囲を採用するのがよい。
また十分な結晶粒の戊長な図るには、焼鈍時間ｔ（秒）
ばＴの高いほど短かくてよく、ｔ≧（８−０，０３（Ｔ
−６８０））が適正臨界条件であることが確かめられ屹
ｔが（８−０，０３（Ｔ−６８０）秒より短かいときは
結晶粒の十分な成長は期待できない。
ばＴの高いほど短かくてよく、ｔ≧（８−０，０３（Ｔ
−６８０））が適正臨界条件であることが確かめられ屹
ｔが（８−０，０３（Ｔ−６８０）秒より短かいときは
結晶粒の十分な成長は期待できない。
一方ｔが極端に長過ぎると、前述のごとく炭化物の溶解
が激しくなるのでｔ≧〔４００，１５（Ｔ−６８０）〕
でなけれがならない。
が激しくなるのでｔ≧〔４００，１５（Ｔ−６８０）〕
でなけれがならない。
Ｔが高いほど炭化物の溶解が促進されるので、ｔばより
短かくなけれがならず、ｔが［４０−０，１５（Ｔ−６
８０））秒を超えてはならない。
短かくなけれがならず、ｔが［４０−０，１５（Ｔ−６
８０））秒を超えてはならない。
またこの場合ＴがＡ３変態点を超えると炭化物の溶解が
急速に進行するので、この点からもＴＵＡ３変態点以下
でなければならない。
急速に進行するので、この点からもＴＵＡ３変態点以下
でなければならない。
このような条件で焼鈍を実施すれば焼鈍中に十分大きな
結晶粒と高いｒ値を得た上で炭化物溶解を極力防止でき
るが、熱延板の状態でも微量の固溶Ｃが存在するし、焼
鈍中不可避的な少量の炭化物溶解もあるので、これらの
多少の固溶Ｃの析出処理を考えなければならない。
結晶粒と高いｒ値を得た上で炭化物溶解を極力防止でき
るが、熱延板の状態でも微量の固溶Ｃが存在するし、焼
鈍中不可避的な少量の炭化物溶解もあるので、これらの
多少の固溶Ｃの析出処理を考えなければならない。
固溶Ｃの炭化物としての析出ばＣの拡散が律速過程であ
り温度が高いほどＣの拡散速度が速いので、焼鈍後の冷
却中の最初の段階では比較的徐冷を訃こない、高温域で
の滞在時間をできるだけ長くとるのがよい。
り温度が高いほどＣの拡散速度が速いので、焼鈍後の冷
却中の最初の段階では比較的徐冷を訃こない、高温域で
の滞在時間をできるだけ長くとるのがよい。
このためには焼鈍後の最初の冷却速度ば５０’Ｃ／秒未
満とすミ効くよい。
満とすミ効くよい。
これより冷却速度が速いとＣの析出が十分進行する余裕
がなくなる。
がなくなる。
しかし、このような徐冷を低温捷で続けるのは処理時間
も長くなるので適正な時間で徐冷を中止するのがよく、
この徐冷中止点の適正化も本発明の一つの重要な要件で
ある。
も長くなるので適正な時間で徐冷を中止するのがよく、
この徐冷中止点の適正化も本発明の一つの重要な要件で
ある。
すなわち、この徐冷中止点をＴＱ （℃）とした場合、
焼鈍中の炭化物溶解量（したがって固溶Ｃ増加量）が多
いほど徐冷区間を長く（Ｔ−ＴＱを大きく）する必要が
あり、焼鈍中の固溶Ｃ増加量はＴの高いほどまた一１ｒ
の大きいほど犬となることが詳細な研究から確かめらｆ
″Ｌ、ＴＱの適正範囲は６００℃超（Ｔ−０，０２７（
Ｔ−６８０）（ｖ’ｔ＋２３．７ ）） ℃以下となる
。
焼鈍中の炭化物溶解量（したがって固溶Ｃ増加量）が多
いほど徐冷区間を長く（Ｔ−ＴＱを大きく）する必要が
あり、焼鈍中の固溶Ｃ増加量はＴの高いほどまた一１ｒ
の大きいほど犬となることが詳細な研究から確かめらｆ
″Ｌ、ＴＱの適正範囲は６００℃超（Ｔ−０，０２７（
Ｔ−６８０）（ｖ’ｔ＋２３．７ ）） ℃以下となる
。
Ｔ、を６００℃以下に設定しても、６００℃以下でばＣ
の拡散速度が著しく遅くなるので、その１筐でばＣの析
出促進の効果は薄いし、またＴ がＣＴ−０，０２７（
Ｔ−６ｇ ｏ ） （ｖ′Ｔ＋２３．７ ）〕’Ｃ超と
なッテは高温域での効率のよい炭化物析出が十分でない
。
の拡散速度が著しく遅くなるので、その１筐でばＣの析
出促進の効果は薄いし、またＴ がＣＴ−０，０２７（
Ｔ−６ｇ ｏ ） （ｖ′Ｔ＋２３．７ ）〕’Ｃ超と
なッテは高温域での効率のよい炭化物析出が十分でない
。
この段階で固溶Ｃのかなりの部分は析出物に変化するの
で固溶Ｃばかなり微量になるが、この微量の固溶Ｃを更
に炭化物として析出させることが加工性を更に向上すせ
るのに重要どある。
で固溶Ｃばかなり微量になるが、この微量の固溶Ｃを更
に炭化物として析出させることが加工性を更に向上すせ
るのに重要どある。
しかし６００’Ｃ以下になるとＣの拡散速度が遅くなる
ので、その筐までは炭化物の析出は著しく遅延する、そ
こで本発明ではＴＱからの急冷によりＣの過飽和度を高
め、それによって炭化物の析出を促進することを考慮し
た。
ので、その筐までは炭化物の析出は著しく遅延する、そ
こで本発明ではＴＱからの急冷によりＣの過飽和度を高
め、それによって炭化物の析出を促進することを考慮し
た。
すなわち、Ｔ、から５０℃／秒以上の冷却速度で過時効
温度範囲１で急冷する方法である。
温度範囲１で急冷する方法である。
本発明に従った焼鈍条件及びＴ、！、での冷却条件下で
は、ＴＱから５０℃／秒未満の冷却速度で徐冷したので
ばＣの過飽和度が十分高くならない。
は、ＴＱから５０℃／秒未満の冷却速度で徐冷したので
ばＣの過飽和度が十分高くならない。
また後に続く過時効の温度範囲より低い温度１で急冷し
たのでばＣの過飽和度が高くなり過ぎ炭化物が微細かつ
密に分散してし筐い析出硬化が生ずるので好ましくなく
、更に、過時効のために再加熱が必要となるなど余分な
エネルギーを要するようになるので経済的でない。
たのでばＣの過飽和度が高くなり過ぎ炭化物が微細かつ
密に分散してし筐い析出硬化が生ずるので好ましくなく
、更に、過時効のために再加熱が必要となるなど余分な
エネルギーを要するようになるので経済的でない。
焼鈍中の炭化物溶解を抑制し更にＣの過飽和度を高めて
おけば過時効の所要時間は著しく短縮することができ、
１０秒以上であれば十分であり２分を超えるような過時
効処理をおこなっても伺ら付加的な効果は現われない。
おけば過時効の所要時間は著しく短縮することができ、
１０秒以上であれば十分であり２分を超えるような過時
効処理をおこなっても伺ら付加的な効果は現われない。
過時効温度は３００〜５００ ’Ｃとするが、３００°
Ｃ未満ではＣの拡散速度が一段と遅くなり１０秒程度の
過時効では何の効果も生じなくなるし、５００℃を超え
るとＣの固溶限が高いためいくら長時間過時効しても固
溶Ｃの低減が達成できない。
Ｃ未満ではＣの拡散速度が一段と遅くなり１０秒程度の
過時効では何の効果も生じなくなるし、５００℃を超え
るとＣの固溶限が高いためいくら長時間過時効しても固
溶Ｃの低減が達成できない。
また本発明の効果は、連続焼鈍の前後あるいはその途中
で何らかの表面処理をおこなっても、また連続焼鈍のあ
とで調質圧延、形状矯正のための微弱な塑性変形を加え
ても、全く損なわれない。
で何らかの表面処理をおこなっても、また連続焼鈍のあ
とで調質圧延、形状矯正のための微弱な塑性変形を加え
ても、全く損なわれない。
本発明の実施にあたって特に好筐しい条件は次の通りで
ある。
ある。
（１）本発明ばＣが０．００３％未満の鋼に適用しても
もともとＣが少ないので効果が小さく、捷たＣが０．０
４％を超える鋼については加工性がＣによって阻害され
るので、Ｃ：０．００３〜０．０４俤の鋼に本発明を適
用するのが好ましい。
もともとＣが少ないので効果が小さく、捷たＣが０．０
４％を超える鋼については加工性がＣによって阻害され
るので、Ｃ：０．００３〜０．０４俤の鋼に本発明を適
用するのが好ましい。
（２）熱延板の結晶粒径を十分太きくし、析出を十分促
進して最終製品の軟質化を図るためには、熱延にあたっ
てのスラブ加熱温度を９５０〜１２００℃、仕上温度を
６８０〜９５０℃、捲取温度を７６０°Ｃ以下とするの
が好昔しい。
進して最終製品の軟質化を図るためには、熱延にあたっ
てのスラブ加熱温度を９５０〜１２００℃、仕上温度を
６８０〜９５０℃、捲取温度を７６０°Ｃ以下とするの
が好昔しい。
（３）焼鈍後最初の冷却が早過ぎるとγ−α変態によっ
て細粒化し、ｒ値も低下するので、焼鈍後最初の冷却は
冷却速度３５℃／秒未満が特に好すしい。
て細粒化し、ｒ値も低下するので、焼鈍後最初の冷却は
冷却速度３５℃／秒未満が特に好すしい。
（４）Ｃの過飽和度を十分高いレベルに維持し過時効の
効率をより高めるには、ＴＱの温度範囲をその適正上限
値以下で上限値より３０℃低い温度以上とするのが好ま
しい。
効率をより高めるには、ＴＱの温度範囲をその適正上限
値以下で上限値より３０℃低い温度以上とするのが好ま
しい。
（５）Ｃの過飽和度を十分高いレベルに維持し過時効の
効率をより高めるため、また急冷に伴う鋼板の熱歪によ
る変形を防止（形状性確保）するため、ＴＱからの冷却
速度か５０℃／秒以上６５０ ’Ｃ／秒以下、更に好ま
しくば８０°Ｃ／秒以上６５０℃／秒以下とするのが好
昔しい。
効率をより高めるため、また急冷に伴う鋼板の熱歪によ
る変形を防止（形状性確保）するため、ＴＱからの冷却
速度か５０℃／秒以上６５０ ’Ｃ／秒以下、更に好ま
しくば８０°Ｃ／秒以上６５０℃／秒以下とするのが好
昔しい。
（６）Ｃの過飽和度が過大になり、過時効中に微細な炭
化物が密に析出し析出硬化を生じたりしないようにする
ため、Ｔ、からの急冷終了温度と同一の温度を過時効開
始温度とすること、あるいはＴＱからの急冷終了温度を
過時効開始温度よりも低くする場合は両者の温度差が５
０℃以下であることが好誉しい。
化物が密に析出し析出硬化を生じたりしないようにする
ため、Ｔ、からの急冷終了温度と同一の温度を過時効開
始温度とすること、あるいはＴＱからの急冷終了温度を
過時効開始温度よりも低くする場合は両者の温度差が５
０℃以下であることが好誉しい。
（７）過時効中に温度を徐々に増加さぞたりすると炭化
物が逆に溶解したりするので、過時効中湿度を一定に保
つか、徐々にあるいは階段的に温度を低下させるか、さ
らにはこれらを複合させたいずれかの方法で過時効終了
温度を３００〜４００℃とするのが好ましい。
物が逆に溶解したりするので、過時効中湿度を一定に保
つか、徐々にあるいは階段的に温度を低下させるか、さ
らにはこれらを複合させたいずれかの方法で過時効終了
温度を３００〜４００℃とするのが好ましい。
（８）焼鈍加熱・保定中に粒成長を促進するため断続的
に０．１％以上の歪を鋼板に加えることが好１しく、ま
た過時効中の炭化物析出の微細化を防止するため過時効
中に鋼板に加えられる歪を１．２係以下に抑えることが
好ましい。
に０．１％以上の歪を鋼板に加えることが好１しく、ま
た過時効中の炭化物析出の微細化を防止するため過時効
中に鋼板に加えられる歪を１．２係以下に抑えることが
好ましい。
（９）過時効後室製近傍１で冷却する間のＣの析出を利
用し製品の軟質化を図るため、過時効後室製近傍までを
３０℃／秒以下の冷速で徐冷することか奸才しい。
用し製品の軟質化を図るため、過時効後室製近傍までを
３０℃／秒以下の冷速で徐冷することか奸才しい。
ＱＯ固溶Ｎを含む鋼については、固溶Ｎの低減を１謁る
ため過時効終了後１００℃以下の温度まで３０℃／秒以
上の冷却速度で急冷し、しかるのち室温近傍筐で１０℃
／秒以下の冷却速度で徐冷することか好筐しい。
ため過時効終了後１００℃以下の温度まで３０℃／秒以
上の冷却速度で急冷し、しかるのち室温近傍筐で１０℃
／秒以下の冷却速度で徐冷することか好筐しい。
（ＩＩ）調質圧延中あるいはその直後の歪時効硬化を防
止するため、鋼板を４５℃以下に冷却してから調質圧延
、形状矯正をおこなうのが好ましい。
止するため、鋼板を４５℃以下に冷却してから調質圧延
、形状矯正をおこなうのが好ましい。
実施例 Ｉ
Ｃ：０．０１８％、Ｍｎ：０．２３％なるＡｔキルド鋼
を転炉にて出鋼したのち連続鋳造でスラブとしこれを加
熱温度１０８０℃、熱延仕上温度８９０℃、熱延捲取６
５０℃なる条件で板厚２．８調に熱延後コイルに捲取り
、酸洗してから０．８ｍｍに冷延し試料とした。
を転炉にて出鋼したのち連続鋳造でスラブとしこれを加
熱温度１０８０℃、熱延仕上温度８９０℃、熱延捲取６
５０℃なる条件で板厚２．８調に熱延後コイルに捲取り
、酸洗してから０．８ｍｍに冷延し試料とした。
これに第１図に示す連続焼鈍サイクルを適用するにあた
り、再結晶温度（本試料の再結晶温度は５８５８Ｃ）範
囲に含筐れる６００℃から８００℃までの加熱速度ＨＲ
を１〜ｂ／秒の範囲で変動さぞ、前記連続焼鈍サイクル
適用後の試料からＪ ＩＳ Ｓ号試験片を切出し引張試
験により破断伸びとり、Ｃ，Ｄ３万尚の平均ｒ値を求め
た。
り、再結晶温度（本試料の再結晶温度は５８５８Ｃ）範
囲に含筐れる６００℃から８００℃までの加熱速度ＨＲ
を１〜ｂ／秒の範囲で変動さぞ、前記連続焼鈍サイクル
適用後の試料からＪ ＩＳ Ｓ号試験片を切出し引張試
験により破断伸びとり、Ｃ，Ｄ３万尚の平均ｒ値を求め
た。
結果を第２図に示す。本発明範囲のＨＲ二５〜３０℃／
秒の範囲で破断伸びとｒ値が同時に高い値を示し、深絞
り性の優れた冷延鋼板の得られることを示している。
秒の範囲で破断伸びとｒ値が同時に高い値を示し、深絞
り性の優れた冷延鋼板の得られることを示している。
実施例 ２
Ｃ： ０．０２１％、 Ｍｎ ： ０．１８％なるＡｔ
キルド鋼を転炉にて出鋼したのち連続鋳造スラブとし、
これを加熱温度１０５０℃、熱延仕上温度８８０°Ｃ１
熱延捲取７００℃なる条件で板厚３．２ｍに熱延後コイ
ルに捲取り、酸洗してから１．０ｗＩＬに冷延して試料
とした。
キルド鋼を転炉にて出鋼したのち連続鋳造スラブとし、
これを加熱温度１０５０℃、熱延仕上温度８８０°Ｃ１
熱延捲取７００℃なる条件で板厚３．２ｍに熱延後コイ
ルに捲取り、酸洗してから１．０ｗＩＬに冷延して試料
とした。
この試料のＡ３変態点は８７５℃であった。
第３図に示す連続焼鈍サイクルを適用するにあたり、焼
鈍温度Ｔｃｃ）を６５０〜１０００’Ｃ１焼鈍時間ｔ（
秒）を０〜６０秒の範囲で変化させ、Ｔとｔの組合せ条
件を設定して処理した。
鈍温度Ｔｃｃ）を６５０〜１０００’Ｃ１焼鈍時間ｔ（
秒）を０〜６０秒の範囲で変化させ、Ｔとｔの組合せ条
件を設定して処理した。
そのおと０．８俤の調質圧延をふ・こない、得られた製
品板からＪＩＳ Ｓ号試験片を採取して引張試験によ
り破断伸びを求めた。
品板からＪＩＳ Ｓ号試験片を採取して引張試験によ
り破断伸びを求めた。
得られた結果を第４図に示すが、本発明範囲の条件で高
い値の破断伸びが得られる。
い値の破断伸びが得られる。
尚この試料の再結晶温度は５６０℃であった。
実施例 ３
実施例２と同一の試料を用い、第５図に示した連続焼鈍
サイクルを適用するにあたり、焼鈍条件Ｔ（’Ｃ）Ｘｔ
（秒）として７００℃Ｘ２０秒、８５０℃×１０秒を選
び、芽たＴＱ （℃）を５００〜８００℃の範囲で変化
さぞ連続焼鈍した。
サイクルを適用するにあたり、焼鈍条件Ｔ（’Ｃ）Ｘｔ
（秒）として７００℃Ｘ２０秒、８５０℃×１０秒を選
び、芽たＴＱ （℃）を５００〜８００℃の範囲で変化
さぞ連続焼鈍した。
そのあと実施例２と同様の手法で破断伸びを評価し、そ
の結果を第６図に！とめた。
の結果を第６図に！とめた。
この実施例からも明らかなごとく本発明の範囲で優れた
破断伸びの値を示す。
破断伸びの値を示す。
第１図は実施例１の連続焼鈍サイクルを示す図、第２図
は実施例１に従って得られた製品板のＨＲによる破断伸
びとｒ値の変化を示す図、第３図は実施例２の連続焼鈍
サイクルを示す図、第４図は実施例２に従って得られた
製品板のＴＸｔの組合せと破断伸びの関係を示す図、第
５図は実施例３の連続焼鈍サイクルを示す図、第６図は
実施例３に従って得られた製品板のＴＱＫよる破断伸び
の変化を示す図である。
は実施例１に従って得られた製品板のＨＲによる破断伸
びとｒ値の変化を示す図、第３図は実施例２の連続焼鈍
サイクルを示す図、第４図は実施例２に従って得られた
製品板のＴＸｔの組合せと破断伸びの関係を示す図、第
５図は実施例３の連続焼鈍サイクルを示す図、第６図は
実施例３に従って得られた製品板のＴＱＫよる破断伸び
の変化を示す図である。
Claims (1)
- １ 低炭素鋼を溶製したのち連続鋳造あるいは普通造塊
法にてスラブとし、熱延・冷延を経て連続焼鈍するにあ
たり、再結晶温度範囲までを４０℃／秒以上の加熱速度
で急熱し、その後焼鈍温度までを５〜３０’Ｃ／秒で徐
熱し、焼鈍温度Ｔ’Ｃが７００℃以上Ａ３変態点以下で
あってかつ焼鈍時間ｔ（秒）が（８−０，０３（Ｔ−６
８０））秒以上［４０−０，１５（Ｔ−６８０）１秒以
下となる焼鈍をｐこない、しかるのちはじめは５０℃／
秒未満の冷却速度で徐冷し、その途中６００℃超（Ｔ−
０，０２７（Ｔ−６８０） ＣＪｔ＋２３．７ ）１℃
以下の温度Ｔ６℃から冷却速度５０℃／秒以上で過時効
温度範囲まで急冷し、その後３００〜５００℃で１０秒
以上２分以下の過時効処理を付加することを特徴とする
短時間連続焼鈍によるＡｔキルド深絞り用冷延鋼板の製
造法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54010493A JPS5830937B2 (ja) | 1979-02-02 | 1979-02-02 | 短時間連続焼鈍によるａｉキルド深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| IT19578/80A IT1193904B (it) | 1979-02-02 | 1980-01-31 | Procedimento per produrre nastri di acciaio laminati a freddo, profondamente imbutibili, mediante una ricottura continua di breve durata |
| DE3003488A DE3003488C2 (de) | 1979-02-02 | 1980-01-31 | Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlblechen oder -bändern |
| GB8003499A GB2050420B (en) | 1979-02-02 | 1980-02-01 | Continuous annealing process for producing cold rolled steel strips |
| FR8002269A FR2447970A1 (fr) | 1979-02-02 | 1980-02-01 | Procede de fabrication de bandes en acier lamine a froid a emboutissage profond par recuit en continu de courte duree |
| BE2/58383A BE881491A (fr) | 1979-02-02 | 1980-02-01 | Procede de fabrication de feuillards d'acier lamines a froid pour emboutissage profond par recuit continu de courte duree |
| BR8000642A BR8000642A (pt) | 1979-02-02 | 1980-02-01 | Processo para produzir uma tira de aco laminada a frio com estiramento profundo, mediante recozimento continuo de tempo curto |
| US06/195,654 US4374682A (en) | 1979-02-02 | 1980-10-09 | Process for producing deep-drawing cold rolled steel strips by short-time continuous annealing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54010493A JPS5830937B2 (ja) | 1979-02-02 | 1979-02-02 | 短時間連続焼鈍によるａｉキルド深絞り用冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55104431A JPS55104431A (en) | 1980-08-09 |
| JPS5830937B2 true JPS5830937B2 (ja) | 1983-07-02 |
Family
ID=11751701
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP54010493A Expired JPS5830937B2 (ja) | 1979-02-02 | 1979-02-02 | 短時間連続焼鈍によるａｉキルド深絞り用冷延鋼板の製造法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4374682A (ja) |
| JP (1) | JPS5830937B2 (ja) |
| BE (1) | BE881491A (ja) |
| BR (1) | BR8000642A (ja) |
| DE (1) | DE3003488C2 (ja) |
| FR (1) | FR2447970A1 (ja) |
| GB (1) | GB2050420B (ja) |
| IT (1) | IT1193904B (ja) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5773132A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing |
| JPS57104183A (en) * | 1980-12-20 | 1982-06-29 | Casio Computer Co Ltd | Memory use status display system |
| JPS5852436A (ja) * | 1981-09-19 | 1983-03-28 | Nippon Steel Corp | プレス加工性および時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5959832A (ja) * | 1982-09-29 | 1984-04-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 連続焼鈍による軟質冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59185728A (ja) * | 1983-04-05 | 1984-10-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性のすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| US4698102A (en) * | 1984-07-09 | 1987-10-06 | Nippon Steel Corporation | Process for producing, by continuous annealing, soft blackplate for surface treatment |
| MX165036B (es) * | 1987-04-10 | 1992-10-16 | Signode Corp | Tratamiento continuo de acero de manganeso de carbono laminado en frio |
| EP0406619A1 (en) * | 1989-06-21 | 1991-01-09 | Nippon Steel Corporation | Process for producing galvanized, non-aging cold rolled steel sheets having good formability in a continuous galvanizing line |
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| DE102008049178B4 (de) * | 2008-09-26 | 2018-02-22 | Bilstein Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur Herstellung eines Formbauteils mit Bereichen unterschiedlicher Festigkeit aus Kaltband |
| CN103361471B (zh) * | 2012-03-30 | 2015-05-06 | 鞍钢股份有限公司 | 一种减少取向硅钢中间退火断带的方法 |
| CN106148652B (zh) * | 2016-08-29 | 2018-06-22 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 一种冷轧薄板连续退火的方法及装置 |
| KR102616426B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2023-12-27 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | Ni 도금 강판 및 Ni 도금 강판의 제조 방법 |
| CN112210643A (zh) * | 2020-09-21 | 2021-01-12 | 江苏华久辐条制造有限公司 | 一种冷轧带钢退火工艺 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3806376A (en) * | 1969-12-30 | 1974-04-23 | Nippon Steel Corp | Method for producing low-carbon cold rolled steel sheet having excellent cold working properties and an apparatus for continuous treatment thereof |
| JPS5413403B1 (ja) * | 1971-03-27 | 1979-05-30 | ||
| US4145235A (en) * | 1972-12-28 | 1979-03-20 | Nippon Steel Corporation | Process for producing cold rolled steel sheet and strip having improved cold formabilities |
| JPS535607B2 (ja) * | 1973-01-11 | 1978-03-01 | ||
| JPS5619380B2 (ja) * | 1973-08-11 | 1981-05-07 | ||
| US4016740A (en) * | 1973-12-27 | 1977-04-12 | Nippon Steel Corporation | Method and an apparatus for the manufacture of a steel sheet |
| GB1464232A (en) * | 1974-04-26 | 1977-02-09 | Nippon Kokan Kk | Method of making cold-reduced al-killed steel strip for press- forming by continuous casting and continuous annealing process |
| US4113517A (en) * | 1974-04-26 | 1978-09-12 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of making cold-reduced al-killed steel strip for press-forming by continuous casting and continuous annealing process |
| JPS5536051B2 (ja) * | 1974-12-05 | 1980-09-18 | ||
| JPS5171812A (en) * | 1974-12-20 | 1976-06-22 | Toyo Kohan Co Ltd | Renzokushodon nyoru nanshitsusukohanno seizohoho |
| US3936324A (en) * | 1975-03-14 | 1976-02-03 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of making high strength cold reduced steel by a full continuous annealing process |
| JPS5226313A (en) * | 1975-08-25 | 1977-02-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacturing process of cold roled steel sheets of low yielding point by continuous annealing |
| JPS54163719A (en) * | 1978-06-16 | 1979-12-26 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability |
-
1979
- 1979-02-02 JP JP54010493A patent/JPS5830937B2/ja not_active Expired
-
1980
- 1980-01-31 DE DE3003488A patent/DE3003488C2/de not_active Expired
- 1980-01-31 IT IT19578/80A patent/IT1193904B/it active
- 1980-02-01 BE BE2/58383A patent/BE881491A/fr not_active IP Right Cessation
- 1980-02-01 BR BR8000642A patent/BR8000642A/pt not_active IP Right Cessation
- 1980-02-01 FR FR8002269A patent/FR2447970A1/fr active Granted
- 1980-02-01 GB GB8003499A patent/GB2050420B/en not_active Expired
- 1980-10-09 US US06/195,654 patent/US4374682A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3003488A1 (de) | 1980-08-14 |
| IT1193904B (it) | 1988-08-31 |
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| IT8019578A0 (it) | 1980-01-31 |
| FR2447970A1 (fr) | 1980-08-29 |
| JPS55104431A (en) | 1980-08-09 |
| US4374682A (en) | 1983-02-22 |
| DE3003488C2 (de) | 1983-12-29 |
| FR2447970B1 (ja) | 1984-06-15 |
| BE881491A (fr) | 1980-05-30 |
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