JPS60131922A - 衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS60131922A JPS60131922A JP23968883A JP23968883A JPS60131922A JP S60131922 A JPS60131922 A JP S60131922A JP 23968883 A JP23968883 A JP 23968883A JP 23968883 A JP23968883 A JP 23968883A JP S60131922 A JPS60131922 A JP S60131922A
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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
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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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】
技術分野
衝撃エネルギー吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷
延鋼板の製造方法に関しこの明細書で述べる技術内容は
、主として熱間圧延の加工条件およびその後の冷間圧延
を経たのちの連続焼鈍の処理条件に関連した鋼中成分の
相互作用についての解明に従い、上掲鋼板の有利な製造
方法を確立したものである。
延鋼板の製造方法に関しこの明細書で述べる技術内容は
、主として熱間圧延の加工条件およびその後の冷間圧延
を経たのちの連続焼鈍の処理条件に関連した鋼中成分の
相互作用についての解明に従い、上掲鋼板の有利な製造
方法を確立したものである。
背景技術
近年自動車用鋼板として高張力冷延鋼板が広く用いられ
る。とくにプレス成形部品には、主にＡｌキルド鋼にＰ
を添加した組成において、専ら、箱焼鈍法によシ焼鈍し
た引張シ強さ８５〜８８に９ｆ／朋２級の鋼板が用いら
れて来た。
る。とくにプレス成形部品には、主にＡｌキルド鋼にＰ
を添加した組成において、専ら、箱焼鈍法によシ焼鈍し
た引張シ強さ８５〜８８に９ｆ／朋２級の鋼板が用いら
れて来た。
ところが焼鈍に関しては、最近省エネルギーと、製造期
間の短縮の面でとくに有利な連続焼鈍法の適用がむしろ
一般化しつつある。
間の短縮の面でとくに有利な連続焼鈍法の適用がむしろ
一般化しつつある。
従来技術とその問題点
ここに連続焼鈍法でプレス成形性に優れた高張力冷延鋼
板を製造する場合には、箱焼鈍法の場合と比べてＣ量を
よシ低くし、さらにＮｂやＴ１などの炭化物形成元素を
加え、さらにＣ量を低くしたことによる強度低下を補う
ためＰ 、 ＳｉおよびＭｎなどの固溶強化元素を添加
するなどの方法が採られる（％開昭５７−４１８４９号
公報診照）。
板を製造する場合には、箱焼鈍法の場合と比べてＣ量を
よシ低くし、さらにＮｂやＴ１などの炭化物形成元素を
加え、さらにＣ量を低くしたことによる強度低下を補う
ためＰ 、 ＳｉおよびＭｎなどの固溶強化元素を添加
するなどの方法が採られる（％開昭５７−４１８４９号
公報診照）。
しかしＣ量が低く、かつ炭化物形成元素を添加２゜した
場合、さらにＰを添加すると衝撃エネルギー吸収特性が
著しく、低下するという欠点があって、自動車用鋼板と
して用いた場合衝突時の安全確保上、問題があり、この
ような欠点を最小限にとどめるためＫは、Ｐ添加量を制
限する必要が伴われる。
場合、さらにＰを添加すると衝撃エネルギー吸収特性が
著しく、低下するという欠点があって、自動車用鋼板と
して用いた場合衝突時の安全確保上、問題があり、この
ような欠点を最小限にとどめるためＫは、Ｐ添加量を制
限する必要が伴われる。
このため８８ ｋｇｆ／ｍ−以上の引張り強さを有する
冷延鋼板を製造するためにはＰの他にＳｉ 、 Ｉｎな
どの固溶強化元素をより多く添加し、強度不足を補うこ
とが余儀なくされた。
冷延鋼板を製造するためにはＰの他にＳｉ 、 Ｉｎな
どの固溶強化元素をより多く添加し、強度不足を補うこ
とが余儀なくされた。
ところがＳｉやＭｎを多量に添加することは、コスト上
昇を伴うだけにはとどまらずしてテンパーカラーが発生
し易くなシ、化成処理やめつきなどの表面処理性が劣化
するため自動車用鋼板としての使途では不適合となる。
昇を伴うだけにはとどまらずしてテンパーカラーが発生
し易くなシ、化成処理やめつきなどの表面処理性が劣化
するため自動車用鋼板としての使途では不適合となる。
なおＰを添加しても衝撃エネルギー吸収能を低下させな
いために、焼鈍温度を高くすること、また特開昭５７−
８９４８７号公報のようにＢを添加することも知られて
いるが、込ずれにしてもＰの添加にて引張強さ８８ ｋ
ｌｌｆ ／ｓ−以上の高強度冷延鋼板は得られないのが
現状である。
いために、焼鈍温度を高くすること、また特開昭５７−
８９４８７号公報のようにＢを添加することも知られて
いるが、込ずれにしてもＰの添加にて引張強さ８８ ｋ
ｌｌｆ ／ｓ−以上の高強度冷延鋼板は得られないのが
現状である。
発明の目的
上記のような従来技術の欠点を解決し、衝撃エネルギー
吸収特性に鏝れかつ、引張シ強さ８８に９ｆ／龍２以上
のプレス成形用高張力冷延鋼板を連続焼鈍法の適用をも
って有利に得る方法を提供することがこの発明の目的で
ある。
吸収特性に鏝れかつ、引張シ強さ８８に９ｆ／龍２以上
のプレス成形用高張力冷延鋼板を連続焼鈍法の適用をも
って有利に得る方法を提供することがこの発明の目的で
ある。
発明の構成
この発明は、ａ ： ｏ、ｏｏｓ〜０．０１４重量％（
以下単に％でＺ、す）、Ｓｉ ： ０．０８％以下、Ｉ
ｎ ： ０．２０％以下、Ｔｉ ： ０．１０％以下、
ｉ ： ０．０６％以下、Ｎ ： ０．０８％以下、ｐ
： ｏ、ｏａ〜０．０７％、Ｓ二０．０２％以下を、
〔Ｃ％ＩＸ（Ｐ％） 〉８．５ Ｘ ｌ ０ でかつ、
〔Ｔ１＊％〕にて硫化物および窒化物として存在するＴ
１を差引いた有効Ｔｉ量をあられすものとして［Ｔｉ”
％］／〔Ｃ％〕〉４において含有する組成の鋼スラブを
用い、スラブ加熱温度１１５０°Ｃ以上にて熱間圧延を
行い、Ａｒ ａ変態点以上の温度にて仕上げ圧延を終了
し、６２０″Ｃ以下の温度で巻取ったのち、常法による
脱スケールと冷間圧延を経て、しかるのち、連続焼鈍炉
中で７５０〜９５０°Ｃの最高到達温度となる焼鈍を施
すことからなる衝撃エネルギー吸収特性に優れたプレス
成形用高張力冷延鋼板の製造方法である。
以下単に％でＺ、す）、Ｓｉ ： ０．０８％以下、Ｉ
ｎ ： ０．２０％以下、Ｔｉ ： ０．１０％以下、
ｉ ： ０．０６％以下、Ｎ ： ０．０８％以下、ｐ
： ｏ、ｏａ〜０．０７％、Ｓ二０．０２％以下を、
〔Ｃ％ＩＸ（Ｐ％） 〉８．５ Ｘ ｌ ０ でかつ、
〔Ｔ１＊％〕にて硫化物および窒化物として存在するＴ
１を差引いた有効Ｔｉ量をあられすものとして［Ｔｉ”
％］／〔Ｃ％〕〉４において含有する組成の鋼スラブを
用い、スラブ加熱温度１１５０°Ｃ以上にて熱間圧延を
行い、Ａｒ ａ変態点以上の温度にて仕上げ圧延を終了
し、６２０″Ｃ以下の温度で巻取ったのち、常法による
脱スケールと冷間圧延を経て、しかるのち、連続焼鈍炉
中で７５０〜９５０°Ｃの最高到達温度となる焼鈍を施
すことからなる衝撃エネルギー吸収特性に優れたプレス
成形用高張力冷延鋼板の製造方法である。
まずこの発明において鋼中成分を限定する理由について
説明する。
説明する。
ａ ： ｏ、ｏｏｓ〜０．０１４％
Ｃはこの発明の製造方法によれば、はとんどが鋼中にお
いてＴｉＯとして存在するものとなるが、衝撃エネルギ
ー吸収特性が劣化しない範囲でＰを添加した場合８８
ｋｇｆ ／ｓｎ”以上の引張強さを得るためには、ｏ、
ｏｏｓ％以上にて含有させることが必要である。一方鋼
中Ｏ量が０．０１４％を超えると、強度上昇への蚕与が
小さくなるだけでなく、鋼板の延性が低下しプレス成形
性が阻害されるようになる。従ってｏ、ｏｏｓ〜０．０
１４％に限定される。
いてＴｉＯとして存在するものとなるが、衝撃エネルギ
ー吸収特性が劣化しない範囲でＰを添加した場合８８
ｋｇｆ ／ｓｎ”以上の引張強さを得るためには、ｏ、
ｏｏｓ％以上にて含有させることが必要である。一方鋼
中Ｏ量が０．０１４％を超えると、強度上昇への蚕与が
小さくなるだけでなく、鋼板の延性が低下しプレス成形
性が阻害されるようになる。従ってｏ、ｏｏｓ〜０．０
１４％に限定される。
Ｓｉ ： ０．０８％以下
Ｓｌは、この発明が目指す製品の使途にて鋼中の不可避
的不純物に属する元素であって表面処理特性を劣化させ
るので０．０８％以下とする。
的不純物に属する元素であって表面処理特性を劣化させ
るので０．０８％以下とする。
Ｉｎ ： ０．２０％以下
Ｉｎは通常Ｓによる鋼の熱間脆性を肋止するため、ｏ、
２ｏ％以上添加されるが、本発明鋼のようにＴ１を添加
する場合ＳはＴ１硫化物として固定されるため、熱間脆
性は起きない。一方Ｉｎは焼鈍時にテンパーカラーを発
生する原因となる最も主要な元素であシ、またｉ値を劣
化せしめ諷。したがって不可避的に鋼中に含有されるＭ
ｎの上限を０．２０％とする。
２ｏ％以上添加されるが、本発明鋼のようにＴ１を添加
する場合ＳはＴ１硫化物として固定されるため、熱間脆
性は起きない。一方Ｉｎは焼鈍時にテンパーカラーを発
生する原因となる最も主要な元素であシ、またｉ値を劣
化せしめ諷。したがって不可避的に鋼中に含有されるＭ
ｎの上限を０．２０％とする。
Ｔｉ ： ０．１０％以下
Ｔ１は鋼中のＣをＴｉＣの形に固定してプレス成形性を
向上させ、かつ鋼板の強度を維持するため有用であるが
０．１０％をこえても効果の増強なく、徒らにコスト上
昇の原因となるので０．１０％以下とする。そして鋼中
Ｃの固定に由来する上記効果は硫化物および窒化物とし
ての鋼中存在は無効であるので、それらに相応したＴ１
を差引いた残余の有効なＴｉ量を（Ｔｉ”％〕であられ
すものとじて〔Ｃ％〕に対し少くとも４倍であることが
必要である。
向上させ、かつ鋼板の強度を維持するため有用であるが
０．１０％をこえても効果の増強なく、徒らにコスト上
昇の原因となるので０．１０％以下とする。そして鋼中
Ｃの固定に由来する上記効果は硫化物および窒化物とし
ての鋼中存在は無効であるので、それらに相応したＴ１
を差引いた残余の有効なＴｉ量を（Ｔｉ”％〕であられ
すものとじて〔Ｃ％〕に対し少くとも４倍であることが
必要である。
Ａｌ ： ０．０６％以下
ＡＪは、Ｔ１を添加するのに先立って添加することによ
りＴ１の歩留シを向上させ、コストアップを避けるため
鋼中に添加させるが、０．０６％を超えて添加する必要
はないし、それ自体かえってコストアップの原因となる
ので上限を０．０６％とする。
りＴ１の歩留シを向上させ、コストアップを避けるため
鋼中に添加させるが、０．０６％を超えて添加する必要
はないし、それ自体かえってコストアップの原因となる
ので上限を０．０６％とする。
Ｎ ： ０．０８％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含有されるが鋼中にＴ
１またはＡＪが含有される場合、これら金属の窒化物と
して鋼中に存在する。とくにＴｉＮは、生成温度が比較
的高温で粗大なものとなるために鋼板材質への直接影響
は小さいものの、粗大なＴｉＮは鋼板表面欠陥の原因と
なるので、Ｎはかようなうれいのないｏ、ｏｏｓ％以下
とすることが必要である。
１またはＡＪが含有される場合、これら金属の窒化物と
して鋼中に存在する。とくにＴｉＮは、生成温度が比較
的高温で粗大なものとなるために鋼板材質への直接影響
は小さいものの、粗大なＴｉＮは鋼板表面欠陥の原因と
なるので、Ｎはかようなうれいのないｏ、ｏｏｓ％以下
とすることが必要である。
ＰＴ０．０８〜０．０７％
Ｐは目的とする引張多強さを得るために添加される元素
であるが過度に添加すると、衝撃エネルギー特性が劣化
するためこれらのかね合いにて０．０８〜０．０７％の
範囲から、〔Ｃ％〕×〔Ｐ％〕〉８．５ Ｘ １０−’
の条件を満たすように選択するを要し、上式右辺の下限
値は８８ ｋｇｆ ／ａｍ”以上の引張り強さを得るた
めに不可欠の値である。
であるが過度に添加すると、衝撃エネルギー特性が劣化
するためこれらのかね合いにて０．０８〜０．０７％の
範囲から、〔Ｃ％〕×〔Ｐ％〕〉８．５ Ｘ １０−’
の条件を満たすように選択するを要し、上式右辺の下限
値は８８ ｋｇｆ ／ａｍ”以上の引張り強さを得るた
めに不可欠の値である。
Ｓ ： ０．０２％以下
Ｓは鋼中に不司避的罠含有される元素であシ、鋼板の伸
びの劣化をもたらす。Ｔ１添加鋼においてはその影響は
小さいもののＳをＴ１硫化物として固定するために必要
なＴｉｌが多く必要となシ、また多量ＫＳを含有すると
鋼板表面に微細なへゲ状欠陥を発生ずる。したがって不
可避的に含有されるＳ量の上限を０．０２％とする。
びの劣化をもたらす。Ｔ１添加鋼においてはその影響は
小さいもののＳをＴ１硫化物として固定するために必要
なＴｉｌが多く必要となシ、また多量ＫＳを含有すると
鋼板表面に微細なへゲ状欠陥を発生ずる。したがって不
可避的に含有されるＳ量の上限を０．０２％とする。
以上の成分調整に成る鋼スラブを熱間圧延するに際して
、スラブ加熱温度およびコイル巻取温度が必要な引張シ
強さを維持し、かつすぐれた衝撃エネルギー吸収特性を
得るために重要な因子である。
、スラブ加熱温度およびコイル巻取温度が必要な引張シ
強さを維持し、かつすぐれた衝撃エネルギー吸収特性を
得るために重要な因子である。
すなわちスラブ加熱温度がｌ ｌ ５０ ”Ｃ以下であ
ると、強度上昇のために添加したＰ 、 Ｔｉおよび０
の効果が小さくなる。つまシよシ少ないＰ添加１で十分
な引張強さを得るためには、１１５０℃以上でスラブ加
熱することが必要である。
ると、強度上昇のために添加したＰ 、 Ｔｉおよび０
の効果が小さくなる。つまシよシ少ないＰ添加１で十分
な引張強さを得るためには、１１５０℃以上でスラブ加
熱することが必要である。
その理由については、明確ではないが１１６０゛Ｃ以下
の温度ではＰがＴｉ 、 Ｆｅと結合し、ＴｉＦｅＰな
る粗大な化合物を形成し、強度に寄与する固溶Ｐ−１が
減少すること、また１ １５０ ”Ｃ以下の温度でスラ
ブ加熱すると析出するＴｉＣが粗大化し、強度に寄与し
なくなることなどが推定される。
の温度ではＰがＴｉ 、 Ｆｅと結合し、ＴｉＦｅＰな
る粗大な化合物を形成し、強度に寄与する固溶Ｐ−１が
減少すること、また１ １５０ ”Ｃ以下の温度でスラ
ブ加熱すると析出するＴｉＣが粗大化し、強度に寄与し
なくなることなどが推定される。
次いで熱間圧延をＡｒｓ変態点以上の温度で終了するを
要し、それというのは、熱延集合組織によるｆおよび延
性の劣化を防ぐためであり、また、衝撃エネルギー吸収
能を大きくするためにコイル巻取り温度を６２０ ”Ｃ
以下とする必要がある。
要し、それというのは、熱延集合組織によるｆおよび延
性の劣化を防ぐためであり、また、衝撃エネルギー吸収
能を大きくするためにコイル巻取り温度を６２０ ”Ｃ
以下とする必要がある。
巻取り温度が６２０ ’Ｃを超えると、熱延板中でのＴ
ｉｅの析出が進行しＰの粒界偏析が顕著になって、冷延
再結晶後も衝撃エネルギー吸収能を劣化せしめる。
ｉｅの析出が進行しＰの粒界偏析が顕著になって、冷延
再結晶後も衝撃エネルギー吸収能を劣化せしめる。
これに反して６２０°Ｃ以下で巻取れば熱延中に未析出
状態でＣが残存し、Ｐの偏析を防いで衝撃エネルギー吸
収能の低下が有効に回避され得ることが見出されたので
ある。
状態でＣが残存し、Ｐの偏析を防いで衝撃エネルギー吸
収能の低下が有効に回避され得ることが見出されたので
ある。
一方熱延板中に固溶状態で残存したＣは、冷延後の再結
晶焼鈍中にＴｉ０として析出するため、焼鈍後の冷却中
にＰの偏析が起シ易くなるがこのようなＰの粒界偏析を
肋ぎ、衝撃エネルギー吸収能を大きくするためには、焼
鈍後の冷却速度が大きい連続焼鈍法により焼鈍する必要
がある。
晶焼鈍中にＴｉ０として析出するため、焼鈍後の冷却中
にＰの偏析が起シ易くなるがこのようなＰの粒界偏析を
肋ぎ、衝撃エネルギー吸収能を大きくするためには、焼
鈍後の冷却速度が大きい連続焼鈍法により焼鈍する必要
がある。
焼鈍温度は、再結晶温度以上、Ａｃａ変態点以下で焼鈍
すれば良好なプレス成形性が得られるが、この焼鈍温度
は、高くなるに従い引張り強さが低下し、Ａｃａ点を超
えると延性とｉ値が著しく低下するので、鋼成分に応じ
て７５０”Ｃ以上、９５０゛Ｃ以下の温度で適当な最高
到達温度を選んで連続焼鈍することによシ、所期し友引
張強さとプレス成形性を得ることができる。
すれば良好なプレス成形性が得られるが、この焼鈍温度
は、高くなるに従い引張り強さが低下し、Ａｃａ点を超
えると延性とｉ値が著しく低下するので、鋼成分に応じ
て７５０”Ｃ以上、９５０゛Ｃ以下の温度で適当な最高
到達温度を選んで連続焼鈍することによシ、所期し友引
張強さとプレス成形性を得ることができる。
以上のようにこの発明によって、Ｓｉ 、 Ｉｎなど冷
延鋼板製品の前処理性を阻害する原因となる元素を適切
に制限して、固溶強化元素としてはＰのみを添加するこ
とによシ、衝撃エネルギー吸収特性に優れかつ８８ｋｇ
ｆ／−以上の引張シ強さを有するプレス成形用高張力冷
延鋼板の製造が可能となったわけである。
延鋼板製品の前処理性を阻害する原因となる元素を適切
に制限して、固溶強化元素としてはＰのみを添加するこ
とによシ、衝撃エネルギー吸収特性に優れかつ８８ｋｇ
ｆ／−以上の引張シ強さを有するプレス成形用高張力冷
延鋼板の製造が可能となったわけである。
以下にこの発明の実施例についてのべる。
実施例 １
転炉で溶製し、真空脱ガス処理を施して連続鋳造法で製
造した表１に示す組成の鋼スラブを、温度１２００ ’
Ｃに加熱して熱間圧延し６００ ”Ｃでコイルに巻きと
シ、脱スケール後冷延圧下基７０％で冷延し、板厚０．
７ ｒｎｔｒの冷延板を得た。
造した表１に示す組成の鋼スラブを、温度１２００ ’
Ｃに加熱して熱間圧延し６００ ”Ｃでコイルに巻きと
シ、脱スケール後冷延圧下基７０％で冷延し、板厚０．
７ ｒｎｔｒの冷延板を得た。
次いで電解脱脂後連続焼鈍法にょ）鋼板の最高到達温度
７６０″Ｃで焼鈍した。これらの鋼板の機械的性質を表
２に示す。
７６０″Ｃで焼鈍した。これらの鋼板の機械的性質を表
２に示す。
表２
良好なプレス成形性が得られる指標として伸び、〒値（
平均ランクフォード値）、ａａＶ 、エリクセン値に注
目すると発明鋼はいずれも８８ ｋｇｆ ／ａｍ”以上
の強度を有しながら、伸び〉８８％、ｒ＞１．６、ＣＣ
Ｖ ＜８７．８、エリクセン値１０．６以上とすぐれた
プレス成形性を有することがわかる。
平均ランクフォード値）、ａａＶ 、エリクセン値に注
目すると発明鋼はいずれも８８ ｋｇｆ ／ａｍ”以上
の強度を有しながら、伸び〉８８％、ｒ＞１．６、ＣＣ
Ｖ ＜８７．８、エリクセン値１０．６以上とすぐれた
プレス成形性を有することがわかる。
０量が０．０１７％と高い屋１７，１８．１９および２
０は、引張強度に対してＹ、エリクセン値の低下が著し
く、プレス成形性が劣ることがわかる。
０は、引張強度に対してＹ、エリクセン値の低下が著し
く、プレス成形性が劣ることがわかる。
したがって良好なプレス成形性を得るためにはＣ量を０
．０１４％以下とすることが必狙である。
．０１４％以下とすることが必狙である。
Ｃ２Ｐ添加量と引張り強さの関係を第１図にまとめて示
す。
す。
第１図より明らかなように８８ ｋｇｆ ７ｍ−以上の
引張シ強度を得るためには、〔Ｇ％〕×〔Ｐ％〕〉８．
５ＸｌＯ’にする心安がある。
引張シ強度を得るためには、〔Ｇ％〕×〔Ｐ％〕〉８．
５ＸｌＯ’にする心安がある。
表１の扁９，１０．１１および１２と同一の組成を有す
るスラブを用いて、スラブ加熱温度を１１００ ’Ｃ〜
１２５０″Ｃの範囲で種々の温度に加熱し、熱延後それ
ぞれ５００〜７００″Ｃの種々の温度で巻き取シ、上記
と同様に冷延・焼鈍をした後の引張り強さのスラブ加熱
温度依存性を第２図にまたシャルピー衝撃値の巻取多温
度依存性を第８図にそれぞれ示した。なおシャルピー衝
撃試験は第８図に併示した試験片を用い、試験温度−１
８０”ｃ、ｏ、ａｋＩ７・ｍ衝撃試験で行った。
るスラブを用いて、スラブ加熱温度を１１００ ’Ｃ〜
１２５０″Ｃの範囲で種々の温度に加熱し、熱延後それ
ぞれ５００〜７００″Ｃの種々の温度で巻き取シ、上記
と同様に冷延・焼鈍をした後の引張り強さのスラブ加熱
温度依存性を第２図にまたシャルピー衝撃値の巻取多温
度依存性を第８図にそれぞれ示した。なおシャルピー衝
撃試験は第８図に併示した試験片を用い、試験温度−１
８０”ｃ、ｏ、ａｋＩ７・ｍ衝撃試験で行った。
スラブ加熱温度が１２００°Ｃ未満では強度低下が起り
、引張強さ８８ ｋｇｆ ／ｕ以上を得るためには、ス
ラブ加熱温度を１１５０°Ｃ以上とする必要があること
がわかる。
、引張強さ８８ ｋｇｆ ／ｕ以上を得るためには、ス
ラブ加熱温度を１１５０°Ｃ以上とする必要があること
がわかる。
また第８図にて、Ｐ量が０．０７７％の厘１２（比較例
）は巻取温度によらず衝撃エネルギー吸収は０である。
）は巻取温度によらず衝撃エネルギー吸収は０である。
Ｐが０．０７％以下のＡ９．墓１０および屋１１では熱
延巻取温度が６２０℃以下では、７〜８．５ゆ・ｍ／ｕ
ｒｎ と１１ぼ一定であるが、６６０ ”Ｃ以上ではθ
〜２ｋｌｊ・ｍ ／ｖ＋ｍのような急激な低下を来す。
延巻取温度が６２０℃以下では、７〜８．５ゆ・ｍ／ｕ
ｒｎ と１１ぼ一定であるが、６６０ ”Ｃ以上ではθ
〜２ｋｌｊ・ｍ ／ｖ＋ｍのような急激な低下を来す。
なお強度、衝撃エネルギー吸収能に及はすスラブ加熱温
度と熱延巻取温度の影響はＡ９〜Ａｌ ２以外の他の供
試鋼でも同様の結果が得られている。
度と熱延巻取温度の影響はＡ９〜Ａｌ ２以外の他の供
試鋼でも同様の結果が得られている。
したがって８８１ｃＪＩｆ ７ｍ−以上の強度を有する
鋼板を製造するためには、〔Ｇ％〕×〔Ｐ％〕≧８．５
×１０−４が必要であり、かつスラブ加熱温度を１１５
０°Ｃ以上としなければならず、またこの条件下におい
て衝撃エネルギー吸収特性の優れたもの、を得るだめに
は、Ｐ ＜ ０．０７とし、かつ熱延巻取温度を６２０
”Ｃ以下とする必要があることがわかる。
鋼板を製造するためには、〔Ｇ％〕×〔Ｐ％〕≧８．５
×１０−４が必要であり、かつスラブ加熱温度を１１５
０°Ｃ以上としなければならず、またこの条件下におい
て衝撃エネルギー吸収特性の優れたもの、を得るだめに
は、Ｐ ＜ ０．０７とし、かつ熱延巻取温度を６２０
”Ｃ以下とする必要があることがわかる。
発明の効果
この発明によれば連続焼鈍法を適用する場合において、
プレス成形性が良好であって、衝撃エネルギー吸収特性
に優れ、しかも８８ ｋｇｆ ／ａｍ”以上の引張り強
さを有する冷延鋼板の製造を有利に可能にすることがで
きる。
プレス成形性が良好であって、衝撃エネルギー吸収特性
に優れ、しかも８８ ｋｇｆ ／ａｍ”以上の引張り強
さを有する冷延鋼板の製造を有利に可能にすることがで
きる。
第１図は、Ｃ９Ｐ量と引張シ強さの関係を示すグラフ、
第２図は引張シ強さに及はすスラブ加熱温度の影響を示
すグラフ、 第８図は衝撃エネルギー吸収に及ばず巻取り温度の影響
を示すグラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 ｐ （ａｔ％） 第２図 スラフ゛力０實久チ４崖 （’Ｃ）
すグラフ、 第８図は衝撃エネルギー吸収に及ばず巻取り温度の影響
を示すグラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 ｐ （ａｔ％） 第２図 スラフ゛力０實久チ４崖 （’Ｃ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ｃ ： ｏ、ｏｏｓ〜０．０１４重量％Ｓｉ ： ０．
０８重量％以下 Ｍｎ ： ０．２０ ｊＪｇｉｉ％以下Ｔｉ ： ０．
１０重１％以下 Ａｌ ： ０．０６重針％以下 Ｎ ： ０．００８重量％以下 Ｐ ： ０．０８〜０．０７市量％ Ｓ ： ０．０２重量％以下を 〔Ｃ％〕ｘ〔Ｐ％’）２ａ、５ｘｔｏ’でかっ、〔Ｔ１
“％〕にて硫化物および窒化物として存在するＴｉを差
引いた有効Ｔ１佃をあられすものとして［Ｔｉ”％］／
〔Ｃ％〕〉Φにおいて含有する組成の鋼スラブを用い、 スラブ加熱温度１１５０°Ｃ以上にて熱間圧延を行い、
Ａｒａ変態点以上の温度にて仕上げ圧延を終了し、６２
０℃以下の温度で巻取ったのち、常法による脱スケール
と冷間圧延を経て、 しかるのち、連続焼鈍炉中で７５０〜 ９５０°Ｃの最高到達温度となる焼鈍を施すことを特徴
とする衝撃エネルギー吸収特性に優れたプレス成型用高
張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23968883A JPS60131922A (ja) | 1983-12-21 | 1983-12-21 | 衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23968883A JPS60131922A (ja) | 1983-12-21 | 1983-12-21 | 衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60131922A true JPS60131922A (ja) | 1985-07-13 |
| JPH059492B2 JPH059492B2 (ja) | 1993-02-05 |
Family
ID=17048430
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23968883A Granted JPS60131922A (ja) | 1983-12-21 | 1983-12-21 | 衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60131922A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6353219A (ja) * | 1986-04-01 | 1988-03-07 | Kawasaki Steel Corp | 耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| GB2358732A (en) * | 2000-01-28 | 2001-08-01 | Wen Lung Hsieh | Signal transmission line |
-
1983
- 1983-12-21 JP JP23968883A patent/JPS60131922A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6353219A (ja) * | 1986-04-01 | 1988-03-07 | Kawasaki Steel Corp | 耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| GB2358732A (en) * | 2000-01-28 | 2001-08-01 | Wen Lung Hsieh | Signal transmission line |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH059492B2 (ja) | 1993-02-05 |
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