JPS5942730B2 - 連続焼鈍によるプレス加工性の良好な高張力鋼板の製造法 - Google Patents
連続焼鈍によるプレス加工性の良好な高張力鋼板の製造法Info
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- JPS5942730B2 JPS5942730B2 JP6155479A JP6155479A JPS5942730B2 JP S5942730 B2 JPS5942730 B2 JP S5942730B2 JP 6155479 A JP6155479 A JP 6155479A JP 6155479 A JP6155479 A JP 6155479A JP S5942730 B2 JPS5942730 B2 JP S5942730B2
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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
- 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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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、連続焼鈍によるプレス加工性の良好な高張
力鋼板の製造法に関するものである。
力鋼板の製造法に関するものである。
最近、冷延高張力鋼板が自動車用鋼板、家庭電器製品用
鋼板の一部に使われはじめ、その際の材質としてプレス
加工性の良好なものが求められている。
鋼板の一部に使われはじめ、その際の材質としてプレス
加工性の良好なものが求められている。
冷延高張力鋼板の製造において、要求する材質が決定さ
れた場合には各種の製造法が考えられる。
れた場合には各種の製造法が考えられる。
この場合、どの製造法が最適であるかを決定するには次
の点に留意する必要がある。
の点に留意する必要がある。
すなわち、■、鋼成分が廉価であること、
Ｃ０熱処理工程での変動費、固定費が安いこと、■、製
品品質が安定していて、鋼板表面、形状に問題がないこ
と、 上記冷延高張力鋼板の製造法における具体的な熱処理法
には数多くあるが、以下連続焼鈍法について説明する。
品品質が安定していて、鋼板表面、形状に問題がないこ
と、 上記冷延高張力鋼板の製造法における具体的な熱処理法
には数多くあるが、以下連続焼鈍法について説明する。
連続焼鈍法は再結晶処理後の冷却法により強制空冷法と
水焼入れ法とに２分され、前者の欠点としては冷却速度
が遅いことに起因する鋼成分の高合金化があげられ、一
方、後者では冷却速度が速いため鋼成分は低合金化する
ことができるが、焼戻し処理のため再加熱炉が必要とな
る欠点があった。
水焼入れ法とに２分され、前者の欠点としては冷却速度
が遅いことに起因する鋼成分の高合金化があげられ、一
方、後者では冷却速度が速いため鋼成分は低合金化する
ことができるが、焼戻し処理のため再加熱炉が必要とな
る欠点があった。
この発明は後述の如く前記再加熱を省略した全く新しい
水焼入れ法を行なうものである。
水焼入れ法を行なうものである。
従来の水焼入れ法としては、例えば特公昭４９−１７１
３１号公報に記載されるように、鋼帯形状を良好に保持
したまま焼入れるものとして水噴流冷却がある。
３１号公報に記載されるように、鋼帯形状を良好に保持
したまま焼入れるものとして水噴流冷却がある。
これは銅帯冷却速度として１０００〜３０００°Ｃ／ｓ
ｅｃとなるため低合金成分であってもオーステナイトは
マルテンサイトに変態し、α＋γ領域から焼入れだ時、
金属組織はフェライト士マルテンサイトの二相混合組織
となる。
ｅｃとなるため低合金成分であってもオーステナイトは
マルテンサイトに変態し、α＋γ領域から焼入れだ時、
金属組織はフェライト士マルテンサイトの二相混合組織
となる。
この方法は高強度冷延鋼板を得る上で生産性、製造コス
トの面から優れた方法である。
トの面から優れた方法である。
しかし、製品材質に関しては逆に冷却速度が早いため成
分が強度に敏感に作用する結果、添加元素を加えると直
ちに強度が上昇するといった欠点がある。
分が強度に敏感に作用する結果、添加元素を加えると直
ちに強度が上昇するといった欠点がある。
この欠点を具体的に云うと、例えば、Ｓｉは鋼の延性に
良好に作用するとされており、２相混合組織鋼の各種の
製造法に用いられているが、従来水焼入れ法の場合は、
Ｓｉを多量に添加すると、要求されている強度レベルが
低い時などは要求を満たさない場合がある。
良好に作用するとされており、２相混合組織鋼の各種の
製造法に用いられているが、従来水焼入れ法の場合は、
Ｓｉを多量に添加すると、要求されている強度レベルが
低い時などは要求を満たさない場合がある。
また、従来水焼入れ法の第２の問題点としては、高張力
鋼を製造するためには焼戻し処理が必要になる。
鋼を製造するためには焼戻し処理が必要になる。
これは製造ラインとして再加熱炉を備えるものとなり、
設備及び製造コストの面でマイナスとなる。
設備及び製造コストの面でマイナスとなる。
本願発明者等は、上述の諸問題点を解決する方法を得べ
く種々検討を加えた結果、α＋γ領域またはγ領域から
銅帯を６０°Ｃ〜１００℃の温水中に焼入れで、オース
テナイトが変態する温度域以下の温度で、しかも鋼帯の
形状が劣化しない温度域以上の温度で冷却を停止させて
焼戻し処理を施せば良いという知見を得た。
く種々検討を加えた結果、α＋γ領域またはγ領域から
銅帯を６０°Ｃ〜１００℃の温水中に焼入れで、オース
テナイトが変態する温度域以下の温度で、しかも鋼帯の
形状が劣化しない温度域以上の温度で冷却を停止させて
焼戻し処理を施せば良いという知見を得た。
この発明は上記知見に基づいてなされたものであって、
ｃ ：ｏｏｏｓ〜０１８％、
Ｓｉ ： １．８％以下、
Ｍｎ： ０．１０〜３．０％、
Ｐ ：０Ｏ０７〜０．２２０％、
Ｓ ：０００３〜００３２％、
Ｃｒ ： １．５％以下、
Ｍｏ ： ０．３０％以下、
Ｖ ：０２５％以下、
Ｎｂ ： ０２２％以下、
Ｔｉ ： ０．２０％以下、
残部Ｆｅ及び不可避不純物（以下重量％）の成分からな
り、 上記成分のうち、Ｃ，Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｍｏ 、Ｖは、
Ｍｎ Ｃｒ 士３Ｍｏ ＋３Ｖ ０１５≦Ｃ＋−＋（％） ６ なる関係式を満足し、 また、上記成分のうち、Ｃ，Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ。
り、 上記成分のうち、Ｃ，Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｍｏ 、Ｖは、
Ｍｎ Ｃｒ 士３Ｍｏ ＋３Ｖ ０１５≦Ｃ＋−＋（％） ６ なる関係式を満足し、 また、上記成分のうち、Ｃ，Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ。
Ｍｏ、Ｖは、
Ｍｎ Ｓｉ Ｃｒ＋３Ｍｏ＋３Ｖ
Ｃ十−＋ −十□≦０．７ω０
６ ５ ６
なる関係式を満足し、
更に、上記成分のうち、Ｃ，Ｐ、Ｓは、
Ｃ十−（Ｐ＋３８）≦０．３０（％）
なる関係式を満足する鋼を溶製し、この鋼を通常の工程
に従って熱延、冷延し、次いで連続焼鈍により７６０℃
以上で再結晶処理を施し、その後、７５０℃以上の温度
から６０℃〜１００℃の温水中に焼入れ、２００〜５０
０℃の温度で銅帯の焼入れを終了し、この温度範囲で焼
戻しすることに特徴を有する。
に従って熱延、冷延し、次いで連続焼鈍により７６０℃
以上で再結晶処理を施し、その後、７５０℃以上の温度
から６０℃〜１００℃の温水中に焼入れ、２００〜５０
０℃の温度で銅帯の焼入れを終了し、この温度範囲で焼
戻しすることに特徴を有する。
次に、この発明において、上記成分からなる鋼を連続焼
鈍により再結晶処理後、６０℃〜１００℃の温水中に焼
入れ、焼入れ終了温度を２００〜５００℃に限定した理
由について説明する。
鈍により再結晶処理後、６０℃〜１００℃の温水中に焼
入れ、焼入れ終了温度を２００〜５００℃に限定した理
由について説明する。
再結晶処理した鋼帯を温水中に通常の工程で焼入れ、温
水温度まで過冷却すると鋼帯形状が不良になる。
水温度まで過冷却すると鋼帯形状が不良になる。
第１図には厚さ０８１ｒＬｒＩＬ×巾８００ｍｍの銅帯
を１２０ｍ／分のライン速度で８００°Ｃから、６０〜
１００℃の温水に焼入れたときの温水中での最終冷却温
度と銅帯の形状指数（後述する）との関係が示されてい
る。
を１２０ｍ／分のライン速度で８００°Ｃから、６０〜
１００℃の温水に焼入れたときの温水中での最終冷却温
度と銅帯の形状指数（後述する）との関係が示されてい
る。
この結果、温水中での冷却は２００℃以上で急冷を停止
することが好ましいことがわかる。
することが好ましいことがわかる。
また、温水中での急冷停止温度はオーステナイトからの
変態組織をマルテンサイトか下部ベーナイトにするため
５００℃以下にしなければならない。
変態組織をマルテンサイトか下部ベーナイトにするため
５００℃以下にしなければならない。
なお、温水の温度を６０〜１０００Ｇの範囲に限定した
のは、後述するように、５０〜３００’Ｃ／ｓｅｃの冷
却速度を得るためである。
のは、後述するように、５０〜３００’Ｃ／ｓｅｃの冷
却速度を得るためである。
従って、この発明では後述するような成分からなる銅帯
を６０８Ｃ〜１００℃の温度の温水中に焼入れた後、２
００〜５００℃の温度で焼入れを終了し、この温度範囲
で焼戻しを行なったのである。
を６０８Ｃ〜１００℃の温度の温水中に焼入れた後、２
００〜５００℃の温度で焼入れを終了し、この温度範囲
で焼戻しを行なったのである。
尚、上記形状指数とは以下の如く定義されるものである
。
。
すなわち、工場検査では通常、（耳波の高さ）／（耳波
のピッチ）で耳波量を数値化しているが、焼入板の場合
には、耳波が複雑なうねり方を示し、ピッチが一定でな
いので、上記の定義は適切でない。
のピッチ）で耳波量を数値化しているが、焼入板の場合
には、耳波が複雑なうねり方を示し、ピッチが一定でな
いので、上記の定義は適切でない。
そこで、耳波量を表示する方法として次式で与えられる
形状指数（ＳＩ）を用いた。
形状指数（ＳＩ）を用いた。
上式で３１．ｂｉは第２図に示されるように、それぞれ
板の長手方向に測った座標、および定盤からの変位であ
る。
板の長手方向に測った座標、および定盤からの変位であ
る。
ＳＩの物理的意味は、約１０００ｍｍの間における、凹
凸があり、断面が蛇行している場合の板の長さと、平坦
な場合の板の長さの差である。
凸があり、断面が蛇行している場合の板の長さと、平坦
な場合の板の長さの差である。
また、上記のように６０〜１００°Ｃの温水焼入れをし
た場合、冷却速度は５０〜ｂ （厚さ０．８ｍｍ相当）であるので、現在まで前記範囲
の冷却速度を達成する冷却法が確立されていなかった。
た場合、冷却速度は５０〜ｂ （厚さ０．８ｍｍ相当）であるので、現在まで前記範囲
の冷却速度を達成する冷却法が確立されていなかった。
このため前記冷却速度に関する最適成分系の検討がなさ
れていなかった。
れていなかった。
そこで本願発明者等は各種成分系に関し、前記冷却速度
で調査した結果、冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以下の条件
で２相鋼を製造する場合の最適成分系と類似しているこ
とを確認した。
で調査した結果、冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以下の条件
で２相鋼を製造する場合の最適成分系と類似しているこ
とを確認した。
ところが、冷却速度が５０°Ｃ／ｓｅｃ以下のものに比
べて合金量は大巾に少なくて済み、製造コストの上で有
利である。
べて合金量は大巾に少なくて済み、製造コストの上で有
利である。
しかも、冷却速度が５０°Ｃ／Ｓｅｃ以下の場合のよう
にＭｎ等の添加成分が高くなるため、焼鈍中に鋼板表面
に着色現象が強く起き、この着色現象の低減のため炉中
の水素濃度を大巾に増加させる等の設備上の対策が必要
となったり、さらには溶接性も劣化するというような問
題は生じない。
にＭｎ等の添加成分が高くなるため、焼鈍中に鋼板表面
に着色現象が強く起き、この着色現象の低減のため炉中
の水素濃度を大巾に増加させる等の設備上の対策が必要
となったり、さらには溶接性も劣化するというような問
題は生じない。
再結晶処理温度を７６０°Ｃ以上および温水へ焼入れる
鋼板温度を７５０°Ｃ以上に限定した理由を以下に述べ
る。
鋼板温度を７５０°Ｃ以上に限定した理由を以下に述べ
る。
冷間圧延した鋼板の再結晶温度は鋼種によって異なるが
、後述する実施例の成分系で且つ連続焼鈍（短時間加熱
）では、Ｎｂ及びＴｉを添加していない一種で６８０℃
以上、添加している鋼種では７６０℃以上である。
、後述する実施例の成分系で且つ連続焼鈍（短時間加熱
）では、Ｎｂ及びＴｉを添加していない一種で６８０℃
以上、添加している鋼種では７６０℃以上である。
また、本発明の目的の一つであるマルテンサイトを得る
ためには、オーステナイト相が出現するまで加熱する必
要があり、７６０℃まで加熱すると、はぼこの条件が満
足される。
ためには、オーステナイト相が出現するまで加熱する必
要があり、７６０℃まで加熱すると、はぼこの条件が満
足される。
この２点の理由から再結晶処理温度を７６０℃以上とし
た。
た。
焼鈍温度で出現したオーステナイトをマルテンサイトに
するため、温水で冷却を開始する温度は７５０°Ｃ以上
が必要である。
するため、温水で冷却を開始する温度は７５０°Ｃ以上
が必要である。
なぜならば、５％以上のマルテンサイトを出現させるた
めにオーステナイト相はそれ以上必要であり、本発明の
成分範囲で５０〜３００°Ｃ／ＳｅＣの温水冷却では少
くなくも７５０℃から冷却しなければ、所望のマルテン
サイト量が得られないからである。
めにオーステナイト相はそれ以上必要であり、本発明の
成分範囲で５０〜３００°Ｃ／ＳｅＣの温水冷却では少
くなくも７５０℃から冷却しなければ、所望のマルテン
サイト量が得られないからである。
以下、上記の結果に基づいてなされたこの発明における
各種成分の限定理由について説明する。
各種成分の限定理由について説明する。
■、Ｃを０００８〜０，１８％に限定した理由第２相を
マルテンサイトにするためには、有効な元素であるが、
含有量が０．１８％を越えると溶接性が劣化し、一方、
０．００８％以上添加しないとマルテンサイトが安定し
て生成されない。
マルテンサイトにするためには、有効な元素であるが、
含有量が０．１８％を越えると溶接性が劣化し、一方、
０．００８％以上添加しないとマルテンサイトが安定し
て生成されない。
従って、この発明ではＣの添加範囲を０００８〜０１８
％に限定した。
％に限定した。
■、Ｓｉを１．８％以下に限定した理由
Ｓｉは延性を良好にし、かつ降伏点応力より引張応力の
強度上昇に有効のため、低降伏比材を得る場合にも有益
な元素である。
強度上昇に有効のため、低降伏比材を得る場合にも有益
な元素である。
しかし、１．８％を越えて添加すると熱延板での強度が
高くなり過ぎて冷間圧延が困難となる。
高くなり過ぎて冷間圧延が困難となる。
従って、この発明ではＳｉの添加範囲を１．８％以下に
限定した。
限定した。
■、Ｍｎを０．１０〜３．０％に限定した理由Ｍｎはこ
の発明における添加元素として重要な元素の１つであり
、プレス加工性の良好な高張力鋼板を得る上で有効であ
るが、０１０％未満では前記効果がなく、一方、３．０
％を越えて含有させても材質向上に寄与せず、しかも熱
延板での強度が高くなり過ぎて冷間圧延が困難となる。
の発明における添加元素として重要な元素の１つであり
、プレス加工性の良好な高張力鋼板を得る上で有効であ
るが、０１０％未満では前記効果がなく、一方、３．０
％を越えて含有させても材質向上に寄与せず、しかも熱
延板での強度が高くなり過ぎて冷間圧延が困難となる。
従って、この発明では０１０〜３．０％の範囲に限定し
た。
た。
■、Ｐを０００７〜０．２２０％に限定した理由Ｐは鋼
板の深絞り性を向上させる上で有益な元素であるが、０
．００７％未満ではその添加効果がなく、一方、０２２
０％を越えて添加すると溶接性が劣化する。
板の深絞り性を向上させる上で有益な元素であるが、０
．００７％未満ではその添加効果がなく、一方、０２２
０％を越えて添加すると溶接性が劣化する。
従って、この発明ではＰの添加範囲を０．００７〜０２
２０％に限定した。
２０％に限定した。
■、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加理由
これらの元素は、上記範囲内で添加すれば変態組織をマ
ルテンサイトから下部ベーナイトにするのに有効に作用
するからである。
ルテンサイトから下部ベーナイトにするのに有効に作用
するからである。
■、Ｓ、Ｎｂ、Ｔｉの添加理由
Ｓは０．０３２％を越えて添加すると赤熱脆性が生じ、
またＮｂ及びＴｉは上記範囲内で添加すると、細粒鋼に
することができるからである。
またＮｂ及びＴｉは上記範囲内で添加すると、細粒鋼に
することができるからである。
次に、上記各種成分間の関係式を上記の如く決定した理
由を実施例とともに説明する。
由を実施例とともに説明する。
第１表に示す化学成分の鋼を転炉で溶製してから連続鋳
造によりスラブを鋳造し、その後、所定の方法で前記ス
ラブを熱間圧延し、２．８〜３．２ｍｍ厚さの熱延コイ
ルを得た。
造によりスラブを鋳造し、その後、所定の方法で前記ス
ラブを熱間圧延し、２．８〜３．２ｍｍ厚さの熱延コイ
ルを得た。
このときの仕上温度は、約８６０℃で、巻取温度は約６
００℃を主体とし、一部７１０℃で巻取った。
００℃を主体とし、一部７１０℃で巻取った。
この熱延コイルを酸洗ラインでスケールを除去し、タン
デム圧延機で０．８ｍｙｔ厚さ、幅７５０〜９００ｍｍ
のコイルに冷間圧延した。
デム圧延機で０．８ｍｙｔ厚さ、幅７５０〜９００ｍｍ
のコイルに冷間圧延した。
このコイルを連続熱処理ラインで熱処理し、希塩酸で酸
洗し、中和水洗し、乾燥後、０３〜１．７％の最適調圧
率で調圧し、塗油して巻取った。
洗し、中和水洗し、乾燥後、０３〜１．７％の最適調圧
率で調圧し、塗油して巻取った。
尚熱処理後で降伏点伸びのないものは０．３％の調圧率
とし、最適調圧率とは降伏点伸びが消失する最低の調圧
率である。
とし、最適調圧率とは降伏点伸びが消失する最低の調圧
率である。
熱処理条件は全鋼種とも７６０〜８００°Ｃに加熱し、
１分間の再結晶処理を行なった後、７５０〜７８０℃の
銅帯温度で９０〜１００℃の温水中に焼入れ、次いで、
２３０〜２５０℃の温度範囲で冷却を停止し、その後前
記温度範囲で１．５分間焼戻しをした後除冷した。
１分間の再結晶処理を行なった後、７５０〜７８０℃の
銅帯温度で９０〜１００℃の温水中に焼入れ、次いで、
２３０〜２５０℃の温度範囲で冷却を停止し、その後前
記温度範囲で１．５分間焼戻しをした後除冷した。
材質の試験はコイル長手方向の中央部からＣ方向のＪＩ
ＳＳ号試験片を切り出し、普通引張試験により行なった
。
ＳＳ号試験片を切り出し、普通引張試験により行なった
。
Ｍｎ Ｃｒ十３Ｍｏ＋３Ｖ
（１） ： Ｃ十−十□
６
Ｍｎ Ｓｉ Ｃｒ＋３Ｍｏ十″３Ｖ
（２） ： Ｃ十−十−十□
６ ５ ６
（３）：Ｃ十〒（Ｐ＋３８ ）
プレス加工性の目安として降伏比は重要なパラメーター
であるが、高張力鋼板のプレス成形の場合、特に張り出
し成形に近いものは降伏比が低い程形状凍結性が良好に
なり有利である。
であるが、高張力鋼板のプレス成形の場合、特に張り出
し成形に近いものは降伏比が低い程形状凍結性が良好に
なり有利である。
第３図には第１表の成分範囲にある鋼を上記条件で熱処
理した時の降伏比と鋼成分との関係が図示されているが
、成分としてはＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが相関をもっ
ており、 Ｍｎ Ｃｒ＋３Ｍｏ＋３Ｖ ０．１５≦Ｃ十−十 （％）・・・・
・・け）６ の時に確実に、０，６以下の低降伏比材が製造できるこ
とが明らかである。
理した時の降伏比と鋼成分との関係が図示されているが
、成分としてはＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが相関をもっ
ており、 Ｍｎ Ｃｒ＋３Ｍｏ＋３Ｖ ０．１５≦Ｃ十−十 （％）・・・・
・・け）６ の時に確実に、０，６以下の低降伏比材が製造できるこ
とが明らかである。
尚、第３図中○印の鋼板はＭｎ鋼、△印の鋼板はＭｎ＋
Ｃｒ又はＭｏ又はＶ鋼で熱延条件として普通仕上げ、普
通巻取り材であるが、高温巻取りを行なったものが・印
で示されている。
Ｃｒ又はＭｏ又はＶ鋼で熱延条件として普通仕上げ、普
通巻取り材であるが、高温巻取りを行なったものが・印
で示されている。
この結果、−高温巻取りを行なうと（１）式の下限値が
低下する傾向にあることがわかる。
低下する傾向にあることがわかる。
従って、この発明では機械的性質を良好にするためにＣ
、Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｍｏ 、 Ｖに上記（１）式なる関
係式を持たせたのである。
、Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｍｏ 、 Ｖに上記（１）式なる関
係式を持たせたのである。
次に、第１表の成分範囲にある鋼を上記工程で製造する
場合、最終製品の鋼帯形状としては、形状指数１００以
下は必要である。
場合、最終製品の鋼帯形状としては、形状指数１００以
下は必要である。
各工程で銅帯の形状は劣化したり良好になったりするが
、形状が悪化する工程としては冷間圧延工程と熱処理で
の焼入れ工程である。
、形状が悪化する工程としては冷間圧延工程と熱処理で
の焼入れ工程である。
後者の場合は前述したとおり形状が良好になるような焼
入れ方法を用いているので問題はない。
入れ方法を用いているので問題はない。
前者の場合は冷圧コイルの形状が悪くても次工程の熱処
理で矯正される場合が多く、最終製品まで形状が不良の
ものは鋼成分が高合金系で熱延板の段階で強度の高いも
のである。
理で矯正される場合が多く、最終製品まで形状が不良の
ものは鋼成分が高合金系で熱延板の段階で強度の高いも
のである。
本願発明者等は第１表の成分からなる鋼を、この発明の
工程に従って処理した最終製品の鋼帯形状と鋼成分との
関係を調べた。
工程に従って処理した最終製品の鋼帯形状と鋼成分との
関係を調べた。
この結果、Ｃ，Ｍｎ。Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの元素が相
関をもっており、下記の関係式を満足する場合に良好な
形状、すなわち、形状指数が１００以下となることを見
出した。
関をもっており、下記の関係式を満足する場合に良好な
形状、すなわち、形状指数が１００以下となることを見
出した。
Ｍｎ Ｓｉ Ｃｒ ＋ ３Ｍｏ ＋３ＶＣ十−十一
十□≦０．７（ＯＡ・・（２）６ ５
６ 第４図にはこの結果が示されているが、２式の値か０９
以上になると圧延作業の能率が低下する。
十□≦０．７（ＯＡ・・（２）６ ５
６ 第４図にはこの結果が示されているが、２式の値か０９
以上になると圧延作業の能率が低下する。
従って、この発明では鋼板形状を良好にするためにＣ、
Ｍｎ 、Ｓ ｉ 、Ｃｒ 、Ｖ、Ｍｏに上記（２）式な
る関係式を持たせたのである。
Ｍｎ 、Ｓ ｉ 、Ｃｒ 、Ｖ、Ｍｏに上記（２）式な
る関係式を持たせたのである。
更に、この発明により製造した銅帯の溶接性を点溶接性
で評価した。
で評価した。
このときの評価方法は引張試験時の破断様式で溶接部（
ナゲツト内）破断を不合格とし、母材破断を合格とした
。
ナゲツト内）破断を不合格とし、母材破断を合格とした
。
引張りは引張りせん断試験である。
第５図には、その試験結果が示されているが、Ｓｉ、Ｍ
ｎ等は破断様式に悪影響を与えず、Ｃ，Ｐ、Ｓが破断様
式に悪影響を与える。
ｎ等は破断様式に悪影響を与えず、Ｃ，Ｐ、Ｓが破断様
式に悪影響を与える。
この結果、ｃ、ｐ、ｓが下記の関係式を満足した場合に
溶接性が良好になることがわかった。
溶接性が良好になることがわかった。
Ｃ＋−（Ｐ＋３８）≦０．３０（％）・・・・・・・・
・（３）従って、この発明では溶接性を良好にするため
にＣ，Ｐ、Ｓに上記３）式なる関係式を持たせたのであ
る。
・（３）従って、この発明では溶接性を良好にするため
にＣ，Ｐ、Ｓに上記３）式なる関係式を持たせたのであ
る。
以上説明したように、この発明によれば、水焼入連続焼
鈍法により鋼帯形状が良好で、しかもプレス加工性に優
れた低降伏比高張力鋼板を製造することができるという
工業上極めて有用な効果がもたらされる。
鈍法により鋼帯形状が良好で、しかもプレス加工性に優
れた低降伏比高張力鋼板を製造することができるという
工業上極めて有用な効果がもたらされる。
第１図は、温水中での冷却停止温度と形状指数との関係
を示す図、第２図は、形状指数の説明図、第３図は、鋼
成分と降伏比との関係を示す図、第４図は、鋼成分と鋼
帯形状との関係を示す図、第５図は、鋼成分と溶接性と
の関係を示す図である。
を示す図、第２図は、形状指数の説明図、第３図は、鋼
成分と降伏比との関係を示す図、第４図は、鋼成分と鋼
帯形状との関係を示す図、第５図は、鋼成分と溶接性と
の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．００８〜０．１８％、 Ｓｉ ： １．８％以下、 Ｍｎ ： ０．１０〜３．０％、 Ｐ：０．００７〜０２２０％、 Ｓ ：０００３〜０．０３２％、 Ｃｒ：１．５％以下、 Ｍｏ ： ０．３０％以下、 Ｖ：０．２５％以下、 Ｎｂ：０．２２％以下、 Ｔｉ：０．２０％以下、 残部Ｆｅ及び不可避不純物（以上重量％）の成分からな
り、 上記成分のうち、Ｃ，Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、Ｍｎ
Ｃｒ 十３Ｍｏ 士３ Ｖ Ｏ１１５≦ｃ＋−十 （％）６ なる関係式を満足し、 また、上記成分のうち、Ｃ，Ｍｎ、Ｓ ｉ、Ｃｒ。 Ｍｏ、Ｖは、 Ｍｎ Ｓｉ Ｃｒ＋３Ｍｏ＋３Ｖ Ｃ十−十−＋□≦０７ｃ％） ６ ５ ６ なる関係式を満足し、 更に、上記成分のうち、Ｃ，Ｐ、Ｓは、 Ｃ十’（Ｐ＋３８ ）≦０．３０ （％）なる関係式を
満足する鋼を溶製し、この鋼を通常の工程に従って熱延
、冷延し、次いで、連続焼鈍により７，６０℃以上で再
結晶処理を施し、その後７５０°Ｃ以上の温度から６０
°Ｃ〜１００°Ｃの温度範囲の温水中に焼入れ、２００
〜５００°Ｃの温度で銅帯の焼入れを終了し、この温度
範囲で焼戻しすることを特徴とする連続焼鈍によるプレ
ス加工性の良好な高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6155479A JPS5942730B2 (ja) | 1979-05-21 | 1979-05-21 | 連続焼鈍によるプレス加工性の良好な高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6155479A JPS5942730B2 (ja) | 1979-05-21 | 1979-05-21 | 連続焼鈍によるプレス加工性の良好な高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55154528A JPS55154528A (en) | 1980-12-02 |
| JPS5942730B2 true JPS5942730B2 (ja) | 1984-10-17 |
Family
ID=13174438
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6155479A Expired JPS5942730B2 (ja) | 1979-05-21 | 1979-05-21 | 連続焼鈍によるプレス加工性の良好な高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5942730B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111057938A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-04-24 | 无锡市千柏材料科技有限责任公司 | 耐热耐磨耐腐蚀的高铬耐热合金的加工工艺 |
-
1979
- 1979-05-21 JP JP6155479A patent/JPS5942730B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111057938A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-04-24 | 无锡市千柏材料科技有限责任公司 | 耐热耐磨耐腐蚀的高铬耐热合金的加工工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55154528A (en) | 1980-12-02 |
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