JPS5858414B2 - プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の製造法 - Google Patents
プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5858414B2 JPS5858414B2 JP864080A JP864080A JPS5858414B2 JP S5858414 B2 JPS5858414 B2 JP S5858414B2 JP 864080 A JP864080 A JP 864080A JP 864080 A JP864080 A JP 864080A JP S5858414 B2 JPS5858414 B2 JP S5858414B2
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- 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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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、高強度と共に、すぐれたプレス成形性を有
する冷延鋼板の製造法に関するものである。
する冷延鋼板の製造法に関するものである。
従来、例えば乗用車のパネル類の製造には引張強さ：３
０〜３４に９／ｖｕＮ程度を有する軟鋼板が使用されて
いるが、近年の燃費向上のための車体軽量化の要望に伴
い、薄肉化を図ることが試みられ、かかる点から前記軟
鋼板に代って引張強さ：３５〜４５ｋｇ１ｍＡ級の高強
度冷延鋼板の使用が検討されている。
０〜３４に９／ｖｕＮ程度を有する軟鋼板が使用されて
いるが、近年の燃費向上のための車体軽量化の要望に伴
い、薄肉化を図ることが試みられ、かかる点から前記軟
鋼板に代って引張強さ：３５〜４５ｋｇ１ｍＡ級の高強
度冷延鋼板の使用が検討されている。
しかし、一般に鋼板において、強度が上昇すれば、これ
とは反対にｒ値や伸びが低下してプレス成形性が劣化す
るようになるものであるから、厳しい加工が施される乗
用車のパネル類などの部品をプレス成形性の劣る高強度
冷延鋼板を用いて製造することはぎわめて困難であるの
が現状である。
とは反対にｒ値や伸びが低下してプレス成形性が劣化す
るようになるものであるから、厳しい加工が施される乗
用車のパネル類などの部品をプレス成形性の劣る高強度
冷延鋼板を用いて製造することはぎわめて困難であるの
が現状である。
したがって、一般鋼板のもつｒ値とほぼ等しいｒ値をも
った引張強さ：３５〜４５ｋｇ／ｍ４級の冷延鋼板が製
造できれば、各種パネル類への適用が可能となり、軽量
化が推進できることになる。
った引張強さ：３５〜４５ｋｇ／ｍ４級の冷延鋼板が製
造できれば、各種パネル類への適用が可能となり、軽量
化が推進できることになる。
方、０．０３％以上のＰを添加含有したＡｌキルド鋼板
は、このような要求に比較的適した鋼板であり、かなり
使用され軽量化に寄与している。
は、このような要求に比較的適した鋼板であり、かなり
使用され軽量化に寄与している。
しかしこのＰ添加Ａｌキルド鋼板のｒ値は１．３〜１．
７であり、従来の引張強さ： ３０〜３４ｋｇ／ｍｔ？
ｔのＰ無添加のＡｇキルド鋼板のｒ値１．７〜２．２に
比べればやや低いという難点がある。
７であり、従来の引張強さ： ３０〜３４ｋｇ／ｍｔ？
ｔのＰ無添加のＡｇキルド鋼板のｒ値１．７〜２．２に
比べればやや低いという難点がある。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、一般鋼
板と同等の高いｒ値をもち、かつ引張強さも３５〜４５
ｋｇ／ｍＡを有するＰ添加Ａｌキルド冷延鋼板を製造す
べく研究を行なった結果、（ａ） 従来３５〜４５
ｋｇ／ｒａｆｔ級のＰ添加Ａｌキルド冷延鋼板の製造に
おいては、熱間圧延後、５００〜７０００Ｃの温度でコ
イルに巻取られるため、熱延板における結晶粒界などの
格子欠陥部にＡ６Ｎ粒子が析出するようになり、このＡ
ｌＮ粒子は冷間圧延後に施される再結晶焼鈍において、
ｒ値を向上させる（１１１）方位粒の再結晶の形成を促
進させる作用をもたないことから、再結晶焼鈍後の冷延
鋼板は、ｒ値が１．３〜１．７と低く、プレス成形性に
劣るものでであること。
板と同等の高いｒ値をもち、かつ引張強さも３５〜４５
ｋｇ／ｍＡを有するＰ添加Ａｌキルド冷延鋼板を製造す
べく研究を行なった結果、（ａ） 従来３５〜４５
ｋｇ／ｒａｆｔ級のＰ添加Ａｌキルド冷延鋼板の製造に
おいては、熱間圧延後、５００〜７０００Ｃの温度でコ
イルに巻取られるため、熱延板における結晶粒界などの
格子欠陥部にＡ６Ｎ粒子が析出するようになり、このＡ
ｌＮ粒子は冷間圧延後に施される再結晶焼鈍において、
ｒ値を向上させる（１１１）方位粒の再結晶の形成を促
進させる作用をもたないことから、再結晶焼鈍後の冷延
鋼板は、ｒ値が１．３〜１．７と低く、プレス成形性に
劣るものでであること。
（ｂ） これに対して、熱間圧延後のコイル巻取温度
を１００〜５００℃未満の低温にすると、熱延板中にば
ＡｌＮ粒子がほとんど存在しないようになり、一方冷間
圧延後の再結晶焼鈍では固溶ＡｌＮが微細なＡｌＮとし
て多数析出し、この微細なＡ４’Ｎは（１１１）方位粒
の再結晶を優先させる作用をもつことから、再結晶焼鈍
後の冷延鋼板中には（１１１）方位粒が多く存在するよ
うになり、この結果ｒ値が１．６〜２．２と高くなって
、プレス成形性がきわめて良好なものとなること。
を１００〜５００℃未満の低温にすると、熱延板中にば
ＡｌＮ粒子がほとんど存在しないようになり、一方冷間
圧延後の再結晶焼鈍では固溶ＡｌＮが微細なＡｌＮとし
て多数析出し、この微細なＡ４’Ｎは（１１１）方位粒
の再結晶を優先させる作用をもつことから、再結晶焼鈍
後の冷延鋼板中には（１１１）方位粒が多く存在するよ
うになり、この結果ｒ値が１．６〜２．２と高くなって
、プレス成形性がきわめて良好なものとなること。
以上（ａ）および（ｂ”）項に示討柘知見を得たのであ
る。
る。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたもので、対
象鋼を、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．１５％、Ｓｉ
：０．２５％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、Ｐ
： ０．０３〜０．１５％、ｓｏｌ、Ａｄ’０．０１〜
０．１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％を含有し、
残りがＦｅと不可避不純物からなる組成を有する鋼に特
定し、この鋼の熱間圧延工程における最終仕上温度をＡ
ｒ３線に相当する温度以上の温度とすると共に、特に熱
間圧延後のコイルへの巻取温度を１００〜５００℃未満
とすることによって、熱延板におけるＡ／Ｎ粒子の形成
を抑制し、もって冷間圧延後の再結晶焼鈍時において微
細なＡ６Ｎとして多数析出させ、この微細Ａ６Ｎによっ
てｒ値を高める（１１１）方位粒の再結晶を優先させ、
ついで通常の酸洗、冷間圧延、再結晶焼鈍、および調質
圧延、すなわち圧下率：４０％以上の冷間圧延、および
６２０’Ｃ以上の温度での再結晶焼鈍を行なって、高強
度と高ｒ値、すなわちすぐれたプレス成形性とをもった
冷延鋼板を製造することに特徴を有するものである。
象鋼を、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．１５％、Ｓｉ
：０．２５％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、Ｐ
： ０．０３〜０．１５％、ｓｏｌ、Ａｄ’０．０１〜
０．１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％を含有し、
残りがＦｅと不可避不純物からなる組成を有する鋼に特
定し、この鋼の熱間圧延工程における最終仕上温度をＡ
ｒ３線に相当する温度以上の温度とすると共に、特に熱
間圧延後のコイルへの巻取温度を１００〜５００℃未満
とすることによって、熱延板におけるＡ／Ｎ粒子の形成
を抑制し、もって冷間圧延後の再結晶焼鈍時において微
細なＡ６Ｎとして多数析出させ、この微細Ａ６Ｎによっ
てｒ値を高める（１１１）方位粒の再結晶を優先させ、
ついで通常の酸洗、冷間圧延、再結晶焼鈍、および調質
圧延、すなわち圧下率：４０％以上の冷間圧延、および
６２０’Ｃ以上の温度での再結晶焼鈍を行なって、高強
度と高ｒ値、すなわちすぐれたプレス成形性とをもった
冷延鋼板を製造することに特徴を有するものである。
つぎに、この発明の方法において、成分組成範囲、熱間
圧延時の最終仕上温度、熱間圧延後のコイル巻取温度、
冷間圧延後の圧下率、および再結晶焼鈍温度をそれぞれ
上記の通りに限定した理由を説明する。
圧延時の最終仕上温度、熱間圧延後のコイル巻取温度、
冷間圧延後の圧下率、および再結晶焼鈍温度をそれぞれ
上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ） 成分組成
■ Ｃ
その含有量が０．００２％未満では所望の高強度を確保
することができず、一方０．１５％を越えて含有させる
とｒ値の低下が著しくなって所定のプレス成形性が得ら
れないことから、その含有量を０．００２〜０．１５％
と定めた。
することができず、一方０．１５％を越えて含有させる
とｒ値の低下が著しくなって所定のプレス成形性が得ら
れないことから、その含有量を０．００２〜０．１５％
と定めた。
■ ５ｉ
Ｓｉ成分は、固溶強化元素であり、ｒ値の低下少ない状
態で強度を上げる作用をもつので、必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が０．２５％を越えると、熱間圧延
時に島状スケールが発生するようになり、冷延鋼板の外
観を損なうことから、０．２５％を越えて含有させては
ならない。
態で強度を上げる作用をもつので、必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が０．２５％を越えると、熱間圧延
時に島状スケールが発生するようになり、冷延鋼板の外
観を損なうことから、０．２５％を越えて含有させては
ならない。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分には、熱間圧延時の赤熱脆化を防止する作用が
あるが、その含有量が０．０１％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、−力ｌ、５０％を越えて含有させ
ると著しいｒ値の低下をきたすようになることから、そ
の含有量を０．０１〜１．５０％と定めた。
あるが、その含有量が０．０１％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、−力ｌ、５０％を越えて含有させ
ると著しいｒ値の低下をきたすようになることから、そ
の含有量を０．０１〜１．５０％と定めた。
■ Ｐ
Ｐ成分は、固溶強化元素であり、ｒ値の低下少ない状態
で強度を上げる作用をもつが、その含有量が０．０３％
未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．１
５％を越えて含有させると粒界脆性が起って割れが発生
しやすくなることから、その含有量を０．０３〜０．１
５％と定めた。
で強度を上げる作用をもつが、その含有量が０．０３％
未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．１
５％を越えて含有させると粒界脆性が起って割れが発生
しやすくなることから、その含有量を０．０３〜０．１
５％と定めた。
■ ｓ ｏ １． Ｍ
Ａｌ成分は、上記のように冷間圧延組織の回復のために
施される再結晶焼鈍時に微細なＡｌＮとして析出し、ｒ
値を向上させる方位の再結晶を優先的に促進させる作用
をもつが、その含有量が固溶Ａｌで０．０１％未満では
前記作用に所望の効果が得られず、一方０．１０％を越
えて含有させてもより一層の改善効果はなく、経済的で
ないという理由で、その含有量を０．０１〜０．１０％
と定めた。
施される再結晶焼鈍時に微細なＡｌＮとして析出し、ｒ
値を向上させる方位の再結晶を優先的に促進させる作用
をもつが、その含有量が固溶Ａｌで０．０１％未満では
前記作用に所望の効果が得られず、一方０．１０％を越
えて含有させてもより一層の改善効果はなく、経済的で
ないという理由で、その含有量を０．０１〜０．１０％
と定めた。
■ Ｎ
上記のように再結晶焼鈍時に多数の微細
ｋｌＮを析出させて所定の高ｒ値を確保するためには、
少なくともＮ：０．００２％の含有が必要であるが、Ｎ
：０．０１５％を越えて含有させると、伸びの低下が著
しくなって好ましくないことから、その含有量を０．０
０２〜０．０１５％と定めた。
少なくともＮ：０．００２％の含有が必要であるが、Ｎ
：０．０１５％を越えて含有させると、伸びの低下が著
しくなって好ましくないことから、その含有量を０．０
０２〜０．０１５％と定めた。
（ｂ） 最終仕上温度
その温度がＡｒ３線に相当する温度より低い温度になる
と、フェライト存在下での熱間圧延となり、このように
フェライトが存在した状態で熱間圧延を行なうと、最終
的に得られた冷延鋼板のｒ値が低下するようになること
から、最終仕上温度が、Ａｒ３線に相当する温度以上の
温度になる条件で熱間圧延しなければならない。
と、フェライト存在下での熱間圧延となり、このように
フェライトが存在した状態で熱間圧延を行なうと、最終
的に得られた冷延鋼板のｒ値が低下するようになること
から、最終仕上温度が、Ａｒ３線に相当する温度以上の
温度になる条件で熱間圧延しなければならない。
（ｃ） 巻取温度
その温度が１００℃未満では熱延板中に固溶する炭素の
量が増大し、所望の高いｒ値を得ることができないので
、１００℃以上の巻取温度にしなければならないが、５
００℃以上の巻取温度にすると、前記のように熱延板中
にＡ６Ｎ粒子が形成するようになり、最終的に高いｒ値
を確保することができなくなることから、５００℃以上
の巻取温度にしてはならない。
量が増大し、所望の高いｒ値を得ることができないので
、１００℃以上の巻取温度にしなければならないが、５
００℃以上の巻取温度にすると、前記のように熱延板中
にＡ６Ｎ粒子が形成するようになり、最終的に高いｒ値
を確保することができなくなることから、５００℃以上
の巻取温度にしてはならない。
（ａ） 冷間圧延時の圧下率
圧下率は、一般に行われている範囲の冷間圧延圧下率で
良いが、４０％未満の圧下率では所望の高いｒ値を得る
ことができないので、４０％以上の圧下をかける必要が
ある。
良いが、４０％未満の圧下率では所望の高いｒ値を得る
ことができないので、４０％以上の圧下をかける必要が
ある。
圧下率の上限は特に制限されるものではないが、圧延機
の能力等を考慮した場合には圧下率を９０％以下にする
ことが好ましい。
の能力等を考慮した場合には圧下率を９０％以下にする
ことが好ましい。
（ｅ） 再結晶焼鈍温度
その温度が６２０℃未満では再結晶化を完全に行なうこ
とができず、この結果伸びが低いものとなることから、
６２０℃以上の温度での再結晶焼鈍が必要である。
とができず、この結果伸びが低いものとなることから、
６２０℃以上の温度での再結晶焼鈍が必要である。
一方、その温度が通常の再結晶焼鈍の上限である（Ａｃ
３点−５０℃〕の温度を越えると、オーステナイト相の
量が増加し、形成された（１１１）方位のフェライト粒
が分解されてしまってｒ値が低下することから、再結晶
焼鈍は〔ＡＣ３点−５０℃〕以下で行う必要がある。
３点−５０℃〕の温度を越えると、オーステナイト相の
量が増加し、形成された（１１１）方位のフェライト粒
が分解されてしまってｒ値が低下することから、再結晶
焼鈍は〔ＡＣ３点−５０℃〕以下で行う必要がある。
ちなみに、本発明方法で対象とする成分組成の鋼では、
Ａｃ３点は８５０〜８８０°Ｃ程度である。
Ａｃ３点は８５０〜８８０°Ｃ程度である。
なお、この場合、再結晶焼鈍は、加熱速度の遅い箱焼鈍
が望ましい。
が望ましい。
また、ストレッチャ・ストレイン防止のために伸び率：
０．５〜２．０％程度の調質圧延が施される。
０．５〜２．０％程度の調質圧延が施される。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
それぞれ第１表に示される成分組成をもった鋼を転炉に
て溶製し、連続鋳造法により２２０皿厚のスラブに鋳造
した後、同じく第１表に示される最終仕上温度条件にて
熱間圧延して板厚２．８順とし、ついでそれぞれ第１表
に示される巻取温度にてコイルに巻取り、酸洗後、冷間
圧延を施して板厚０．８ ｍｖｔとし、引続いて同じく
第１表に示される再結晶焼鈍条件にて焼鈍を行ない、最
終的に伸び率１．２％の調質圧延を施すことによって本
発明法１〜３および比較法ａ ” ｅをそれぞれ実施し
た。
て溶製し、連続鋳造法により２２０皿厚のスラブに鋳造
した後、同じく第１表に示される最終仕上温度条件にて
熱間圧延して板厚２．８順とし、ついでそれぞれ第１表
に示される巻取温度にてコイルに巻取り、酸洗後、冷間
圧延を施して板厚０．８ ｍｖｔとし、引続いて同じく
第１表に示される再結晶焼鈍条件にて焼鈍を行ない、最
終的に伸び率１．２％の調質圧延を施すことによって本
発明法１〜３および比較法ａ ” ｅをそれぞれ実施し
た。
なお、比較法すおよびｅは巻取温度がこの発明の範囲か
ら低い方に外れた場合を示し、また比較法ａ、ｃ、およ
びｄは巻取温度がこの発明の範囲から高い方に外れた場
合を示すものである。
ら低い方に外れた場合を示し、また比較法ａ、ｃ、およ
びｄは巻取温度がこの発明の範囲から高い方に外れた場
合を示すものである。
ついで、上記本発明法１〜３によって製造された本発明
冷延鋼板１〜３、および上記比較法ａ〜ｅによって製造
された比較冷延鋼板ａ〜ｅについて、ＪＩ８５号試験片
を用いて引張試験を行なうと共に、ｒ値を測定した。
冷延鋼板１〜３、および上記比較法ａ〜ｅによって製造
された比較冷延鋼板ａ〜ｅについて、ＪＩ８５号試験片
を用いて引張試験を行なうと共に、ｒ値を測定した。
この試験結果を第２表に示したが、第２表の値ば３方向
平均値を示すものである。
平均値を示すものである。
第１表および第２表に示される結果から、本発明法によ
って製造された本発明冷延鋼板は、いずれも引張強さ３
５〜４５ｋｇ／ｍ４級の高強度を有すると共に、ｒ値も
高く、すぐれたプレス成形性をもつことが明らかである
。
って製造された本発明冷延鋼板は、いずれも引張強さ３
５〜４５ｋｇ／ｍ４級の高強度を有すると共に、ｒ値も
高く、すぐれたプレス成形性をもつことが明らかである
。
これに対して、巻取温度がこの発明の範囲から外れた比
較法で製造された比較冷延鋼板は、いずれも引張強さ３
５〜４５ｋｇ／一級の高強度を有するものの、ｒ値が低
く、プレス成形性が劣ることがわかる。
較法で製造された比較冷延鋼板は、いずれも引張強さ３
５〜４５ｋｇ／一級の高強度を有するものの、ｒ値が低
く、プレス成形性が劣ることがわかる。
上述のように、この発明によれば、特に熱間圧延後のコ
イル巻取温度を１００〜５００°Ｃ未満とすることによ
って、高い強度とすぐれたプレス成形酸とを兼ね備えた
冷延鋼板をコスト安く製造することができるのである。
イル巻取温度を１００〜５００°Ｃ未満とすることによ
って、高い強度とすぐれたプレス成形酸とを兼ね備えた
冷延鋼板をコスト安く製造することができるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．００２〜０．１５％、Ｓｉ：０．２５％
以下、Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、Ｐ： ０．０
３〜０．１５％、Ｓｏｌ、Ａｌ： ０．０１〜０．１０
％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｆｅおよび不可避
不純物：残り（以上重量％）からなる組成を有する鋼を
、最終仕上温度がＡｒ３線に相当する温度以上の温度と
なる条件にて熱間圧延した後、１００〜５００℃未満の
温度にて巻取ってコイルとなし、ついで酸洗後、圧下率
：４０％以上の冷間圧延を施し、９続いて６２０’Ｃ以
上〔ＡＣ３点−５０８Ｃ〕以下の温度での再結晶焼鈍お
よび調質圧延を行なうことを特徴とするプレス成形性の
良好な高強度冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP864080A JPS5858414B2 (ja) | 1980-01-28 | 1980-01-28 | プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP864080A JPS5858414B2 (ja) | 1980-01-28 | 1980-01-28 | プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56119732A JPS56119732A (en) | 1981-09-19 |
| JPS5858414B2 true JPS5858414B2 (ja) | 1983-12-24 |
Family
ID=11698544
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP864080A Expired JPS5858414B2 (ja) | 1980-01-28 | 1980-01-28 | プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5858414B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100496565B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2005-06-23 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| TWI290177B (en) * | 2001-08-24 | 2007-11-21 | Nippon Steel Corp | A steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
| KR101048062B1 (ko) | 2003-12-15 | 2011-07-11 | 주식회사 포스코 | 연신특성이 우수한 고항복비형 석출강화강판의 제조방법 |
| CN102534360A (zh) * | 2010-12-15 | 2012-07-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种滑轨用冷轧薄带钢板的生产方法 |
| CN102943164B (zh) * | 2012-11-14 | 2014-08-20 | 河北钢铁股份有限公司 | 一种高屈强比spcc薄钢板冷轧及连续退火工艺方法 |
-
1980
- 1980-01-28 JP JP864080A patent/JPS5858414B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56119732A (en) | 1981-09-19 |
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