JPS5849628B2 - 深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5849628B2 JPS5849628B2 JP6505779A JP6505779A JPS5849628B2 JP S5849628 B2 JPS5849628 B2 JP S5849628B2 JP 6505779 A JP6505779 A JP 6505779A JP 6505779 A JP6505779 A JP 6505779A JP S5849628 B2 JPS5849628 B2 JP S5849628B2
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- Japan
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- rolled steel
- composite structure
- temperature
- steel sheet
- deep drawability
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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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は深絞り性い優れた複合組織高張力冷延鋼板の製
造方法に関するものである。
造方法に関するものである。
複合組織鋼とは、Ｃ，ＭｎあるいはこれにＳｉ，Ｃｒ，
等を添加した鋼をα−γ２相域に加熱後、冷却すること
により、フエライト、マルテンサイト、（シばしば残留
オーステナイトを含む）組織が得られ低降伏点、高延性
というような優れた加工性、特に張出し成形性を示し自
動車用高張力鋼板として注目されている。
等を添加した鋼をα−γ２相域に加熱後、冷却すること
により、フエライト、マルテンサイト、（シばしば残留
オーステナイトを含む）組織が得られ低降伏点、高延性
というような優れた加工性、特に張出し成形性を示し自
動車用高張力鋼板として注目されている。
またその製造方法としては連続焼鈍法が用いられる。
しかし通常の冷延一連続焼鈍の工程では連続焼鈍の加熱
速度が速いため、良好な集合組織が形成されずＹ値（ラ
ンクフォード値）がたかだか０．９程度と劣り深絞り用
途には満足しえなかった。
速度が速いため、良好な集合組織が形成されずＹ値（ラ
ンクフォード値）がたかだか０．９程度と劣り深絞り用
途には満足しえなかった。
そこで本発明者は複合組織高張力冷延鋼板の強度を落さ
ずに下値を向上させることができる深絞り性にすぐれた
鋼板を得るべく種々研究を重ねた結果、本発明を完成し
たものである。
ずに下値を向上させることができる深絞り性にすぐれた
鋼板を得るべく種々研究を重ねた結果、本発明を完成し
たものである。
すなわち、本発明の要旨とするところは次の通りである
。
。
通常の製鋼工程をへて製造されたＣ０．００５〜０．１
５％ ， Ｓｉ １．５％以下， Ｍｎ １．６ 〜
３．０ ％ ｔ酸可溶Ａｌ０．０２０〜０．１００係，
ＮＯ．００２０〜ｏ．ｏｏｓｏ％を含み残部Ｆｅおよび
不可避的不純物から戒る鋼片あるいは鋳片を連続熱間圧
延し、仕上温度Ａｒ３変態点以上と巻取温度６５０℃以
下にして熱延鋼帯を５０係以上の圧下車で冷間圧延した
のち、通常のバッチ焼鈍を施し、次いで連続焼鈍でＡ０
変態点以上８５０℃以下の温度範囲に３０秒ないし１０
分加熱し続いて平均冷却速度１〜１００℃／秒で冷却す
ることを特徴とする深絞り性のすぐれた複合組織高張力
冷延鋼板の製造方法。
５％ ， Ｓｉ １．５％以下， Ｍｎ １．６ 〜
３．０ ％ ｔ酸可溶Ａｌ０．０２０〜０．１００係，
ＮＯ．００２０〜ｏ．ｏｏｓｏ％を含み残部Ｆｅおよび
不可避的不純物から戒る鋼片あるいは鋳片を連続熱間圧
延し、仕上温度Ａｒ３変態点以上と巻取温度６５０℃以
下にして熱延鋼帯を５０係以上の圧下車で冷間圧延した
のち、通常のバッチ焼鈍を施し、次いで連続焼鈍でＡ０
変態点以上８５０℃以下の温度範囲に３０秒ないし１０
分加熱し続いて平均冷却速度１〜１００℃／秒で冷却す
ることを特徴とする深絞り性のすぐれた複合組織高張力
冷延鋼板の製造方法。
本発明は熱延で仕上温度をＡｒ３変態以上とし、巻取温
度６５０℃以下（好ましくは５８０°Ｃ）にすることに
よりＡＩＮの析出を抑制してから冷延し、バッチ焼鈍を
行うことにより再結晶時にＡＩＮを析出し、これによっ
て板面に平行な（１ｎ）集積度が増大し、組織的に展伸
粒と呼ばれるものとなる。
度６５０℃以下（好ましくは５８０°Ｃ）にすることに
よりＡＩＮの析出を抑制してから冷延し、バッチ焼鈍を
行うことにより再結晶時にＡＩＮを析出し、これによっ
て板面に平行な（１ｎ）集積度が増大し、組織的に展伸
粒と呼ばれるものとなる。
次に連続焼鈍でＡ１変態点以上８５０℃以下の温度範囲
に３０秒ないし１０分加熱中にセメンタイト部分を中心
にオーステナイトが形成され、続く平均冷却速度１〜１
００℃／秒での冷却によりフエライト，マルテンサイト
（しばしば残留オーステナイトも含む）組織が得られる
。
に３０秒ないし１０分加熱中にセメンタイト部分を中心
にオーステナイトが形成され、続く平均冷却速度１〜１
００℃／秒での冷却によりフエライト，マルテンサイト
（しばしば残留オーステナイトも含む）組織が得られる
。
このときのマルテンサイト変態歪によりフエライト中に
可動転位が導入され降伏強度が著しく低下する。
可動転位が導入され降伏強度が著しく低下する。
またフエライト中の固溶Ｃの減少や残留オーステナイト
の塑性誘起変態により延性も向上する。
の塑性誘起変態により延性も向上する。
すなわち十分に制御された集合組織をもち下値の高いフ
エライトとマルテンサイト、残留オーステナイトの複合
組織が得られ、その結果張出し性、深絞り性を兼ね備え
た高張力冷延鋼板となる。
エライトとマルテンサイト、残留オーステナイトの複合
組織が得られ、その結果張出し性、深絞り性を兼ね備え
た高張力冷延鋼板となる。
次に本発明の構成要件の数値限定理由について述べる。
まずＣ量を０．００５〜０１５係とした理由は連続焼鈍
では、これがｏ．ｏｏｓ％未満では４０ｋｇ／ｍＡ以上
の引張強さを得ることは固難となり、又ｏ．１５％超で
は溶接性が低下するからである。
では、これがｏ．ｏｏｓ％未満では４０ｋｇ／ｍＡ以上
の引張強さを得ることは固難となり、又ｏ．１５％超で
は溶接性が低下するからである。
特に自動車用鋼板として重要な引張強さ４０ｋｇ／一級
の低強度の高張力鋼板を得るためには０．０５係未満が
好ましい。
の低強度の高張力鋼板を得るためには０．０５係未満が
好ましい。
またＭｎ量を１、６〜３．ｏ％としたのは、１．６０／
０以下では複合組織化がむずかしく、降伏比が高く伸び
が小さくなる。
０以下では複合組織化がむずかしく、降伏比が高く伸び
が小さくなる。
又３．０係超では溶接性が低下する。
したがってＭｎは１．６〜３．０係の範囲とした。
Ｓｉはフエライトの強度を高め複合組織化を促進する。
Ｓｉが１．５係超では製鋼で経済的に溶製可能な上限を
越える。
越える。
しかしＳｉは塗装性等の表面特性を劣化させるので０．
１係以下が好ましい。
１係以下が好ましい。
酸可溶溶Ａｌの０．０２０〜０．１００係及びＮの０．
００２０〜ｏ．ｏｏｓｏ係は、Ａｌ−キルド鋼としてバ
ッチ焼鈍に際し最犬のＹ値を得るための範囲である。
００２０〜ｏ．ｏｏｓｏ係は、Ａｌ−キルド鋼としてバ
ッチ焼鈍に際し最犬のＹ値を得るための範囲である。
この場合その下限は鋼帯が安定したＡＩＮの析出を得る
ための限界である。
ための限界である。
上限を越えるとアルミナクラスターによる冷延鋼板の表
面欠陥を引き起す原因となる。
面欠陥を引き起す原因となる。
安定したＡＩＮを得るためには酸可溶Ａｌ及びＮ共上記
範囲内で共存されるべきことが必要である。
範囲内で共存されるべきことが必要である。
このような成分系に対する製造条件は次のように規定さ
れる。
れる。
即ち熱延条件は熱間圧延において、仕上温度はＡｒ３変
態点以上とする必要がある。
態点以上とする必要がある。
これ以下では冷延焼鈍後において必要とされる下値の保
持は困難となる。
持は困難となる。
巻取温度は通常の深絞り用ＡＡ−キルド冷延鋼板の場合
と同じ＜ＡＩＮの析出がない温度で巻取る必要があり、
これは６５０℃以下で巻取る必要がある。
と同じ＜ＡＩＮの析出がない温度で巻取る必要があり、
これは６５０℃以下で巻取る必要がある。
下限は５００℃以上とするが、その理由は５００℃未満
ではコイルトップ及びボトムの温度が低く、コイル長手
方向の材質のバラツキが大きくなるからである。
ではコイルトップ及びボトムの温度が低く、コイル長手
方向の材質のバラツキが大きくなるからである。
また、冷間圧延は少なくとも５０係以上の圧下率が必要
である。
である。
この圧延によりバッチ焼鈍で板面に平行な（Ｉｌｌ）集
積度が増大しＹ値の高い鋼板が得られる。
積度が増大しＹ値の高い鋼板が得られる。
バッチ焼鈍は焼鈍温度として再結晶温度５００℃からＡ
Ｃ３変態点までの範囲が採用される。
Ｃ３変態点までの範囲が採用される。
その理由は５００℃未満では未再結晶となり、必要なＹ
値が得られず材質が劣化するからである。
値が得られず材質が劣化するからである。
この場合昇熱速度、均熱時間などの熱サイクルは通常の
深絞り用ＡＩ−キルド冷延鋼板と同様の条件でよい。
深絞り用ＡＩ−キルド冷延鋼板と同様の条件でよい。
これによって必要な下値を得ることができる。
この様に焼鈍された鋼帯は腰折れが発生する可能性があ
り、次工程の連続焼鈍へ移す前に通常の調質圧延即ち２
幅以下の調圧が望ましい。
り、次工程の連続焼鈍へ移す前に通常の調質圧延即ち２
幅以下の調圧が望ましい。
連続焼鈍は鋼帯をＡ１変態点以上８５０℃以下の温度範
囲に加熱されるが、Ａ１変態点以下ではα＋γの２相域
に達せず複合組織とならず冷却後強度不足となる。
囲に加熱されるが、Ａ１変態点以下ではα＋γの２相域
に達せず複合組織とならず冷却後強度不足となる。
しかしこの温度が８５０℃を超えるとγ相に達し冷却後
複合組織となりにくい。
複合組織となりにくい。
それで好ましくは加熱温度は８００℃以下が良い。
さらに連続焼鈍に続く冷却速度は１〜１００°Ｃ／秒の
範囲で冷却されるが、１℃／秒未満では複合組織化はむ
ずかしく強度不足となる。
範囲で冷却されるが、１℃／秒未満では複合組織化はむ
ずかしく強度不足となる。
】００°Ｃ／秒以上ではオーステナイトがほとんど存在
せずフエライトとマルテンサイトであり、マルテンサイ
トは硬質でかつフエライト中に固溶Ｃが残存し、低降伏
点高延性とはならない。
せずフエライトとマルテンサイトであり、マルテンサイ
トは硬質でかつフエライト中に固溶Ｃが残存し、低降伏
点高延性とはならない。
好ましくは冷却速度は５〜３０℃／秒とするのが最も効
果的である。
果的である。
次に本発明を実施例にて説明する。
実施例
第１表に示した化学成分を有する鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの本
発明成分適中材とＥ，Ｆ，の比較材を転炉でそれぞれ出
鋼し、造塊，分塊後Ａｒ３変態点以上の仕上温度と５５
０℃の巻取温度で熱間圧延し、１．６ ｗｔ ， ２．
５ ｍｍ ， ３．２ｍｍの板厚の熱延鋼帯を製造し酸
洗した。
発明成分適中材とＥ，Ｆ，の比較材を転炉でそれぞれ出
鋼し、造塊，分塊後Ａｒ３変態点以上の仕上温度と５５
０℃の巻取温度で熱間圧延し、１．６ ｗｔ ， ２．
５ ｍｍ ， ３．２ｍｍの板厚の熱延鋼帯を製造し酸
洗した。
これら材料の冷延条件、焼鈍条件（バッチ焼鈍、連続焼
鈍）板厚、機械的性質を第２表に示した。
鈍）板厚、機械的性質を第２表に示した。
引張試験はＪＩ８５号試験片を用いて行なった。
第２表４２．３，４，５，の鋼は本発明に基づく鋼で、
／１６．２は冷延率６０係、涜３，４，５，は冷延率７
５係で圧延し、バッチ焼鈍で昇温速度４０°Ｃ／ｈｒ，
６８０〜７２０°０４時間均熱し、ついで連続焼鈍で７
５０°Ｃ２分加熱し冷却速度５℃／秒で焼鈍した。
／１６．２は冷延率６０係、涜３，４，５，は冷延率７
５係で圧延し、バッチ焼鈍で昇温速度４０°Ｃ／ｈｒ，
６８０〜７２０°０４時間均熱し、ついで連続焼鈍で７
５０°Ｃ２分加熱し冷却速度５℃／秒で焼鈍した。
これらの結果から明らかなように機械的性質は降伏比（
降伏点／引張強さ×１００〔係〕）、延性、〒値がいち
じるしく向上していることがわかる。
降伏点／引張強さ×１００〔係〕）、延性、〒値がいち
じるしく向上していることがわかる。
これに対し比較材の／ｌ６１は冷間圧延率３０係と低い
のでＹ値が劣る。
のでＹ値が劣る。
比較材の／ｌ６６はＭｎ含有量が低いので低降伏比とな
らない。
らない。
比較材の／Ｉ６７は複合組織鋼のうち低Ｍｎ材を用い、
連続焼鈍の加熱後、冷却速度の早い水冷方式を採用して
、中間にバッチ焼鈍を行って製造した例であるが、この
場合下値は１．３５と高いが本発明鋼に比べて降伏比が
高い。
連続焼鈍の加熱後、冷却速度の早い水冷方式を採用して
、中間にバッチ焼鈍を行って製造した例であるが、この
場合下値は１．３５と高いが本発明鋼に比べて降伏比が
高い。
比較材／ｌ６８は本発明成分適中材を用い、比較材／Ｉ
６７と同様に連続焼鈍時冷却速度の早い水冷方式を採用
して製造した例であるが、この場合も本発明法の冷却速
度範囲を越えているので低降伏比とはならない。
６７と同様に連続焼鈍時冷却速度の早い水冷方式を採用
して製造した例であるが、この場合も本発明法の冷却速
度範囲を越えているので低降伏比とはならない。
比較材の／Ｉ６９はバッチ焼鈍を欠如しているので７値
が劣る。
が劣る。
以上の如く本発明材は降伏比が５０係以下と極端に低く
、また引張強さ一伸びバランスが優れており、かつ１．
３以上のＹ値を安定して得られる加工性の優れた複合組
織高張力冷延鋼板である。
、また引張強さ一伸びバランスが優れており、かつ１．
３以上のＹ値を安定して得られる加工性の優れた複合組
織高張力冷延鋼板である。
なお、最後に本発明は特許請求の範囲に示したようなＣ
ｙ Ｓ ｉｔ Ｍｎ ｔ Ａ ｌ合金鋼に限定される
ものではなく、これらの元素の他にＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ
，等を添加した合金鋼に適用してもよい。
ｙ Ｓ ｉｔ Ｍｎ ｔ Ａ ｌ合金鋼に限定される
ものではなく、これらの元素の他にＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ
，等を添加した合金鋼に適用してもよい。
これらの元素はいずれも複合組織化を促進し、機械的性
質をより一層向上せしめるからである。
質をより一層向上せしめるからである。
また本発明法は連続焼鈍炉を有するメッキライン例えば
溶融亜鉛メッキ鋼板製造工程に適用してもよい。
溶融亜鉛メッキ鋼板製造工程に適用してもよい。
Claims (1)
- Ｉ Ｃ０．Ｏ０５ 〜ｏ．１５％，ｓｉｔ．５％以下
， Ｍｎ１．６〜３．０係，酸可溶Ａ１０．０２０〜０
．１００係，ＮＯ．０ ０ ２ ０ 〜０．０ ０ ｇ
ｏ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から戒る
鋼を、Ａｒ３点以上の仕上温度と６５０℃以下５００℃
以上の巻取温度で熱間圧延し、これによる熱延鋼帯を酸
洗後、５０係以上の圧下率で冷間圧延して得られた鋼帯
をまず通常のバッチタイプ焼鈍炉で５００℃以上の温度
で焼鈍し、ついで上記鋼帯を連続焼鈍炉でＡ１変態点以
上８５０℃以下の温度範囲に３０秒ないし１０分加熱し
続いて平均冷却速度１〜１００℃／秒で冷却することを
特徴とする深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6505779A JPS5849628B2 (ja) | 1979-05-28 | 1979-05-28 | 深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6505779A JPS5849628B2 (ja) | 1979-05-28 | 1979-05-28 | 深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55158226A JPS55158226A (en) | 1980-12-09 |
| JPS5849628B2 true JPS5849628B2 (ja) | 1983-11-05 |
Family
ID=13275932
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6505779A Expired JPS5849628B2 (ja) | 1979-05-28 | 1979-05-28 | 深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5849628B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5623229A (en) * | 1979-07-31 | 1981-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of high tensile cold-rolled steel plate of good drawability and formability |
| JPS57131325A (en) * | 1981-02-04 | 1982-08-14 | Kawasaki Steel Corp | Production of low yield ratio, high tensile cold rolled steel plate having good gamma value |
| TW363082B (en) * | 1994-04-26 | 1999-07-01 | Nippon Steel Corp | Steel sheet having high strength and being suited to deep drawing and process for producing the same |
| JP2772767B2 (ja) * | 1995-01-09 | 1998-07-09 | 本田技研工業株式会社 | 内燃機関における吸気ポート構造 |
| TWI290177B (en) | 2001-08-24 | 2007-11-21 | Nippon Steel Corp | A steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
| JP4792778B2 (ja) * | 2005-03-29 | 2011-10-12 | 住友金属工業株式会社 | ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法 |
| EP2982770B8 (en) * | 2013-04-01 | 2017-12-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Method for producing steel for blades |
| CN106917051B (zh) * | 2017-01-18 | 2019-02-19 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种耐腐蚀双相耐磨钢板及其生产方法 |
-
1979
- 1979-05-28 JP JP6505779A patent/JPS5849628B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55158226A (en) | 1980-12-09 |
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