JPS60190525A - 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS60190525A JPS60190525A JP4672484A JP4672484A JPS60190525A JP S60190525 A JPS60190525 A JP S60190525A JP 4672484 A JP4672484 A JP 4672484A JP 4672484 A JP4672484 A JP 4672484A JP S60190525 A JPS60190525 A JP S60190525A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- continuous annealing
- temperature
- cementite
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- 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
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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】
産業上の利用分野（発明の属する技術分野）本発明は、
製鋼での真空脱ガスによる脱炭や、ＴＩ、Ｎｂなとの元
素を使わないで、非時効性のりん添加高強度冷延鋼板を
連続焼鈍にて製造する方法に関するものである。
製鋼での真空脱ガスによる脱炭や、ＴＩ、Ｎｂなとの元
素を使わないで、非時効性のりん添加高強度冷延鋼板を
連続焼鈍にて製造する方法に関するものである。
従来技術
軟質冷延鋼板は、その良加工性のために自動車用を中心
として厳しい成形加工を経て最終製品とされる鋼板とし
て使用されている。
として厳しい成形加工を経て最終製品とされる鋼板とし
て使用されている。
・ 近年、経量化や耐プント性向上のため、この軟質冷
延鋼板は３５〜４５ Ｋ９ ｆ ／ 〜２の引張強度を
有する高強度鋼板に取って替わられようとしている。そ
して従来品と同程度の加工性が要求されるために、ラン
クフオ、−ド値（Ｙ値）等の加工性を比較的劣化させな
いで有効に鋼を強化できるりんが合金元素どしてこのク
ラスには使われ、りん深加高強度冷延鋼板という一つの
分野ができている。
延鋼板は３５〜４５ Ｋ９ ｆ ／ 〜２の引張強度を
有する高強度鋼板に取って替わられようとしている。そ
して従来品と同程度の加工性が要求されるために、ラン
クフオ、−ド値（Ｙ値）等の加工性を比較的劣化させな
いで有効に鋼を強化できるりんが合金元素どしてこのク
ラスには使われ、りん深加高強度冷延鋼板という一つの
分野ができている。
ところが、加工性は経時劣化する場合があり、この経時
劣化を時効性と称しており、特に厳しい成形を受ける用
途に使われるものはこの時効性があってはならない。こ
の時効性は、鋼中に侵入型に固溶したＯ、Ｎが最終工程
の調質圧延で導入された可動転位を固着するために生ず
るもので、降伏点の上昇、破断伸びの低下、降伏点伸び
の発生といった劣化を生ずる。
劣化を時効性と称しており、特に厳しい成形を受ける用
途に使われるものはこの時効性があってはならない。こ
の時効性は、鋼中に侵入型に固溶したＯ、Ｎが最終工程
の調質圧延で導入された可動転位を固着するために生ず
るもので、降伏点の上昇、破断伸びの低下、降伏点伸び
の発生といった劣化を生ずる。
この時効性の原因であるＯ、ＮのうちＮは微量故にアル
ミニウームキルド鋼とすることで窒化アルミニウムの形
で固定したり、またはＢ添加により窒化はう素として固
定することができるのでＮによる時効は回避できる。
ミニウームキルド鋼とすることで窒化アルミニウムの形
で固定したり、またはＢ添加により窒化はう素として固
定することができるのでＮによる時効は回避できる。
一方、固溶Ｃは低温での半メンタイト固溶限が極めて小
さいので箱焼鈍のように時間をかけて冷却すれば、はと
んど残留しない。しかし連続焼鈍では短時間で冷却する
ために固溶Ｃが残留し、そのため大きなＣ時効が生ずる
。この固溶０を低減するため、一般に連続焼鈍後急冷し
て過冷度を高め、その後過時効と呼ばれろセメンタイト
析出処理を施す。
さいので箱焼鈍のように時間をかけて冷却すれば、はと
んど残留しない。しかし連続焼鈍では短時間で冷却する
ために固溶Ｃが残留し、そのため大きなＣ時効が生ずる
。この固溶０を低減するため、一般に連続焼鈍後急冷し
て過冷度を高め、その後過時効と呼ばれろセメンタイト
析出処理を施す。
このセメンタイト析出処理は核生成段階と成長段階とか
らなり、しかも実用鋼の場合、不純物が多く含まれてい
るので、核生成も不純物等をサイトとした不均一核生成
が生じていると渚えられる。焼鈍後の冷却速度を極めて
大きくとれば、結晶粒内に微細なセメンタイトが生成す
ることは多く報告されている。例えば、「鉄ど鋼」第６
２年（１９７６）第６号６２４〜６１１３ページに記載
の論文中のｐＨｏｔｏ、 １．（０）には２０００℃／
Ｓの冷却速度で７００℃から水冷し、次いで過時効処理
を行った鋼板に微細な炭化物が認められることが報告さ
れている。炭化物密度が大きければ、その成長のために
要する拡散距離が小さくなり、固溶炭素の低減が速やか
に進行するが、一方この微細炭化物による析出硬化や分
散硬化により鋼自身が硬質、低延性となる。従って、こ
の粒内炭化物密度はある適当な範囲にコントロールする
必要があるが上記論文ではそのことに考慮を払っていな
い。
らなり、しかも実用鋼の場合、不純物が多く含まれてい
るので、核生成も不純物等をサイトとした不均一核生成
が生じていると渚えられる。焼鈍後の冷却速度を極めて
大きくとれば、結晶粒内に微細なセメンタイトが生成す
ることは多く報告されている。例えば、「鉄ど鋼」第６
２年（１９７６）第６号６２４〜６１１３ページに記載
の論文中のｐＨｏｔｏ、 １．（０）には２０００℃／
Ｓの冷却速度で７００℃から水冷し、次いで過時効処理
を行った鋼板に微細な炭化物が認められることが報告さ
れている。炭化物密度が大きければ、その成長のために
要する拡散距離が小さくなり、固溶炭素の低減が速やか
に進行するが、一方この微細炭化物による析出硬化や分
散硬化により鋼自身が硬質、低延性となる。従って、こ
の粒内炭化物密度はある適当な範囲にコントロールする
必要があるが上記論文ではそのことに考慮を払っていな
い。
また、２０００℃／Ｓという急冷では焼入歪のため鋼板
形状がくずれるという欠点があり、さらに、このような
急冷では水冷が必然となり、そのため水温まで冷却の後
、過時効温度まで昇温しなければならないという熱エネ
ルギー上のロスや、水冷のための表面酸化の問題が残る
。
形状がくずれるという欠点があり、さらに、このような
急冷では水冷が必然となり、そのため水温まで冷却の後
、過時効温度まで昇温しなければならないという熱エネ
ルギー上のロスや、水冷のための表面酸化の問題が残る
。
前記結晶粒内微細セメンタイトの析出コントロールに関
し、その核生成段階を認識し、これを顧慮したものとし
て、特開昭５１−２０７１５号記載の発明と、特開昭５
５−４４５８４号記載の発明とがある。セメンタイト核
生成処理として、前者では、焼鈍後２０℃／Ｓ以上の冷
却速度で急冷して２００〜３５０℃の温度範囲に１０秒
以上保持し、また後者では、２５０〜４００℃の温度に
少なくとも６００℃以下の温度範囲に３５℃／Ｓ以上の
、冷却速度で冷却しその温度で１０秒以下保持する。し
かしながらこれだけの条件では核生成コントロールとし
ては不十分で、特に本発明の目指す非時効性鋼板を得る
ことは困難である。時効性は時効指数（ＡＩ）または１
００℃、６０分の促進時効での降伏点伸び（ＹＩ’−Ｅ
ｌ）で示されることが多いが、非時効性とみなすために
は少なくともＡＩで３に９／ａｍ２以下、かつＹＰ−Ｅ
ｌで０４％以下、好ましくはＡＩで２に９ｆ／ｕ２以丁
力・つＹＰ−ＥＪでＯでなければならない。これに対し
て特開昭５１−２０７１５号記載の発明では、その実施
例によるとＡＩは一番小さくてＡＩ！キルド鋼の場合で
３．８ ＫＳＪ ｆ ／ ｗｓ２であり、また特開昭５
５−４４５８４号記載発明にお（１ても、同じ（Ａｌ’
キルド鋼の場合でＹＰ−ＥＪが下がってもせいぜい０５
％である。これらは上述のセメンタイｆト核生成コント
ロールの不十分さを裏付けている。
し、その核生成段階を認識し、これを顧慮したものとし
て、特開昭５１−２０７１５号記載の発明と、特開昭５
５−４４５８４号記載の発明とがある。セメンタイト核
生成処理として、前者では、焼鈍後２０℃／Ｓ以上の冷
却速度で急冷して２００〜３５０℃の温度範囲に１０秒
以上保持し、また後者では、２５０〜４００℃の温度に
少なくとも６００℃以下の温度範囲に３５℃／Ｓ以上の
、冷却速度で冷却しその温度で１０秒以下保持する。し
かしながらこれだけの条件では核生成コントロールとし
ては不十分で、特に本発明の目指す非時効性鋼板を得る
ことは困難である。時効性は時効指数（ＡＩ）または１
００℃、６０分の促進時効での降伏点伸び（ＹＩ’−Ｅ
ｌ）で示されることが多いが、非時効性とみなすために
は少なくともＡＩで３に９／ａｍ２以下、かつＹＰ−Ｅ
ｌで０４％以下、好ましくはＡＩで２に９ｆ／ｕ２以丁
力・つＹＰ−ＥＪでＯでなければならない。これに対し
て特開昭５１−２０７１５号記載の発明では、その実施
例によるとＡＩは一番小さくてＡＩ！キルド鋼の場合で
３．８ ＫＳＪ ｆ ／ ｗｓ２であり、また特開昭５
５−４４５８４号記載発明にお（１ても、同じ（Ａｌ’
キルド鋼の場合でＹＰ−ＥＪが下がってもせいぜい０５
％である。これらは上述のセメンタイｆト核生成コント
ロールの不十分さを裏付けている。
本発明者らはすでに昭和５９年２月７日に出願済である
［連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法」（小山
、加藤）において、軟鋼板中でのセメンタイト核生成条
件を知得し、連続焼鈍の冷却過時効条件を提示したが、
りん添加鋼においてはこの条件があてはまらない。
［連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法」（小山
、加藤）において、軟鋼板中でのセメンタイト核生成条
件を知得し、連続焼鈍の冷却過時効条件を提示したが、
りん添加鋼においてはこの条件があてはまらない。
発明の目的
本発明は上記欠点を解消し、特殊な製鋼設備や処理を必
要とせずに、また高価なＴｉ、Ｎｂなとの合金を使用せ
ずに、連続焼鈍中に硫化マンガン（Ｍ ｎ ８ ）を主
とした不純物上へのセメンタイト核生成を促進し、また
Ｐがこの核生成を阻害することを考慮して適度なセメン
タイト粒数が得られるように成分および連続焼鈍後の冷
却・過時効条件を限定することによって、実質箱焼鈍に
より製造したものと同程度の高延性非時効性りん添加高
強度冷延鋼板を連続焼鈍にて製造する方法を提供するこ
とを目的とする。
要とせずに、また高価なＴｉ、Ｎｂなとの合金を使用せ
ずに、連続焼鈍中に硫化マンガン（Ｍ ｎ ８ ）を主
とした不純物上へのセメンタイト核生成を促進し、また
Ｐがこの核生成を阻害することを考慮して適度なセメン
タイト粒数が得られるように成分および連続焼鈍後の冷
却・過時効条件を限定することによって、実質箱焼鈍に
より製造したものと同程度の高延性非時効性りん添加高
強度冷延鋼板を連続焼鈍にて製造する方法を提供するこ
とを目的とする。
発明の構成
本発明者等は、連続焼鈍中における速やかな固溶炭素低
減に必須な結晶粒内セメンタイトは実用冷延鋼板におい
ては、Ｍ ｎ Ｓを主とする不純物上への不均一核生成
により生じ、かつＰがこの核生成を阻害すると言う知見
を得、その核生成をコントロールする冷却過時効条件を
知得し、本発明に到った。
減に必須な結晶粒内セメンタイトは実用冷延鋼板におい
ては、Ｍ ｎ Ｓを主とする不純物上への不均一核生成
により生じ、かつＰがこの核生成を阻害すると言う知見
を得、その核生成をコントロールする冷却過時効条件を
知得し、本発明に到った。
而して、本発明の骨子は００．０１〜００５ｗｔ％、Ｍ
ｎ０．０５〜０．２５ Ｗ １％、Ｌ’００２５〜０．
１０ ｗ １％、８０．００３〜０．０１５ ｗ １％
、Ａ ７？Ｏ，ＯＯ５〜０．１０ ｗ １％、ＮＯ，０
０５０ｗｔ％以下、必要に応じてＳｉ０．８ｗｔ％以下
、Ｂｏ、０００５〜０． ＯＯ４，Ｏｗ １％の１種ま
たは２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱延し、６５０℃以上の温度で巻取り、その後
冷延し、次いで連続焼鈍な行うにあたり、７００〜８５
０℃の温度で再結晶焼鈍後６５０℃以」二の温度から急
冷し、続いて温度Ｔ （℃）で１０〜６０秒保定してセ
メンタイトの核生成を行わせ、この温度Ｔを１５０℃以
上で（ただし、■は上記急冷速ＩＩ［（℃／Ｓ）で１０
００℃／Ｓ以下とする）の温度とし、しかるのちに２５
０〜４００℃で２〜１０分の析出処理を行うことを特徴
とする連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方
法である。
ｎ０．０５〜０．２５ Ｗ １％、Ｌ’００２５〜０．
１０ ｗ １％、８０．００３〜０．０１５ ｗ １％
、Ａ ７？Ｏ，ＯＯ５〜０．１０ ｗ １％、ＮＯ，０
０５０ｗｔ％以下、必要に応じてＳｉ０．８ｗｔ％以下
、Ｂｏ、０００５〜０． ＯＯ４，Ｏｗ １％の１種ま
たは２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱延し、６５０℃以上の温度で巻取り、その後
冷延し、次いで連続焼鈍な行うにあたり、７００〜８５
０℃の温度で再結晶焼鈍後６５０℃以」二の温度から急
冷し、続いて温度Ｔ （℃）で１０〜６０秒保定してセ
メンタイトの核生成を行わせ、この温度Ｔを１５０℃以
上で（ただし、■は上記急冷速ＩＩ［（℃／Ｓ）で１０
００℃／Ｓ以下とする）の温度とし、しかるのちに２５
０〜４００℃で２〜１０分の析出処理を行うことを特徴
とする連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方
法である。
以下、構成要件の説明とその数値範囲の限定理由につい
て述べる。
て述べる。
第１図は第１表に示す３種類の鋼を熱延し７２５℃で巻
取ったあと冷延し、ういて８００℃、１分の焼鈍を行っ
たあと７００℃まで２℃／Ｓで冷却し、その後１００℃
／Ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却し、その温度で３
０秒保定し最後に水焼入れした材料のセメンタイト粒数
を測定した結果を示す。セメンタイト粒数はセメンタイ
ト現出エッチを施した後３０００倍の走査型電顕写真を
とり、セメンタイトのみをカウントして測定した。その
結果、本発明に最適なセメンタイト核の数は４Ｘ１０’
〜２刈０６個７Ｍ２であることがわかった。
取ったあと冷延し、ういて８００℃、１分の焼鈍を行っ
たあと７００℃まで２℃／Ｓで冷却し、その後１００℃
／Ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却し、その温度で３
０秒保定し最後に水焼入れした材料のセメンタイト粒数
を測定した結果を示す。セメンタイト粒数はセメンタイ
ト現出エッチを施した後３０００倍の走査型電顕写真を
とり、セメンタイトのみをカウントして測定した。その
結果、本発明に最適なセメンタイト核の数は４Ｘ１０’
〜２刈０６個７Ｍ２であることがわかった。
尚、以下に使用する％はｗｔ％である。
第１表 鋼の化学成分（ｗｔ ％）
第１図から明らかなようにりん添加鋼種１３゜０は鋼種
Ａと比べて同じ２セメンタイト粒数を得るためには、よ
り低温に保定しなければならない。一方りん含有量の０
０４１％と００８９％とでは低温保定を除き差は少ない
。
Ａと比べて同じ２セメンタイト粒数を得るためには、よ
り低温に保定しなければならない。一方りん含有量の０
０４１％と００８９％とでは低温保定を除き差は少ない
。
このようにりん添加鋼においてはセメンタイト核生成は
阻害されることが知得された。この理由はまだ明らかで
はないが、不均一核生成サイトであるＭ ｎ Ｓ等の不
純物と鉄マトリックスの界面にりんが偏析し、このため
にセメンタイト核生成を阻害するものと考えられる。
阻害されることが知得された。この理由はまだ明らかで
はないが、不均一核生成サイトであるＭ ｎ Ｓ等の不
純物と鉄マトリックスの界面にりんが偏析し、このため
にセメンタイト核生成を阻害するものと考えられる。
第１図より、りん添加鋼で低炭素アルミニウムキルド鋼
と同程度のセメンタイト粒数を得るには保定温度を低炭
素アルミニウムキルド鋼の保定温度よりも約３０℃下げ
る必要があることが判った。これより、保定温度Ｔの上
限（７０Ｘ（ｌ！ｏ、９ ）２”３２０）（Ｃ）を得０
００ ＋２７．０）（℃）以下とすべきである。
と同程度のセメンタイト粒数を得るには保定温度を低炭
素アルミニウムキルド鋼の保定温度よりも約３０℃下げ
る必要があることが判った。これより、保定温度Ｔの上
限（７０Ｘ（ｌ！ｏ、９ ）２”３２０）（Ｃ）を得０
００ ＋２７．０）（℃）以下とすべきである。
保定時間は１０秒〜６０秒とした。１０秒未満の保定で
は工業的に安定して行うことが難かしく、６０秒で効果
は飽和し、かっこ１％えるとライン設備が大きくなって
工業的意義がうすれる。以上が核生成に関する冷却−保
定条件とその限定理由である。
は工業的に安定して行うことが難かしく、６０秒で効果
は飽和し、かっこ１％えるとライン設備が大きくなって
工業的意義がうすれる。以上が核生成に関する冷却−保
定条件とその限定理由である。
核生成に続く析出処理として２５０〜４００℃で２〜１
０分の処理を必要とする。２５０℃未満ではセメンタイ
ト粒数を増して拡散距離を短くしても、拡散係数の温度
依存性により炭素原子の拡散に長時間を要する。また、
４ｏｏ℃を越えると炭素の平衡固溶限そのものが大きく
なり、析出速度を増したところで残留固溶炭素は減少し
ない。拡散係数、炭素の平衡固溶限の温度依存性を考え
るならば、析出処理の前半を３００〜４００℃の高温で
、後半を２５０〜３２０℃の低温で行うのが好ましい形
態であると言える。析出処理時間はセメンタイト成長の
ために２分は必要である。また、１九度で飽和し、さら
にこれより長い時間では連続焼鈍では意義が薄れること
を考慮して１ｏ分を上限とした◇ 鋼の化学成分には次のような限定が必要である。０は０
０１〜００５％と、低炭素鋼としては比較的低目にする
必要がある。本発明は粒内セメンタイトを利用して非時
効化を計るものであるが、この粒内炭化物はＥｊ？を劣
化させる傾向にあるため、全体の延性を補う意味でＣの
上限を０．０５％と低くしである。この意味でＣの上限
を０．０３％とすることは好ましい条件である。Ｃの下
限は急冷開始前のＣの過飽和度を高めるためｖｃｏ、ｏ
ｉ％とする。より安定して粒内セメンタイトを得るには
Ｃは００１５％以上とすることが好ましい。
０分の処理を必要とする。２５０℃未満ではセメンタイ
ト粒数を増して拡散距離を短くしても、拡散係数の温度
依存性により炭素原子の拡散に長時間を要する。また、
４ｏｏ℃を越えると炭素の平衡固溶限そのものが大きく
なり、析出速度を増したところで残留固溶炭素は減少し
ない。拡散係数、炭素の平衡固溶限の温度依存性を考え
るならば、析出処理の前半を３００〜４００℃の高温で
、後半を２５０〜３２０℃の低温で行うのが好ましい形
態であると言える。析出処理時間はセメンタイト成長の
ために２分は必要である。また、１九度で飽和し、さら
にこれより長い時間では連続焼鈍では意義が薄れること
を考慮して１ｏ分を上限とした◇ 鋼の化学成分には次のような限定が必要である。０は０
０１〜００５％と、低炭素鋼としては比較的低目にする
必要がある。本発明は粒内セメンタイトを利用して非時
効化を計るものであるが、この粒内炭化物はＥｊ？を劣
化させる傾向にあるため、全体の延性を補う意味でＣの
上限を０．０５％と低くしである。この意味でＣの上限
を０．０３％とすることは好ましい条件である。Ｃの下
限は急冷開始前のＣの過飽和度を高めるためｖｃｏ、ｏ
ｉ％とする。より安定して粒内セメンタイトを得るには
Ｃは００１５％以上とすることが好ましい。
ＭｎおよびＳは、 Ｍ ｎ Ｓが既述のようにセメンタ
イトの不均一核生成サイトの主要なものとなるため極め
て重要である。それぞれの下限値００５％および０００
３％はＭ ｎ ８の量を確保するために必要であり、そ
れぞれ上限ｋ ０．２５％および００１５％とするのは
ＭｎＳの溶解度が限られ、これり、上では適度なＭｎＳ
の分散状態を得ることができないためである。
イトの不均一核生成サイトの主要なものとなるため極め
て重要である。それぞれの下限値００５％および０００
３％はＭ ｎ ８の量を確保するために必要であり、そ
れぞれ上限ｋ ０．２５％および００１５％とするのは
ＭｎＳの溶解度が限られ、これり、上では適度なＭｎＳ
の分散状態を得ることができないためである。
Ｐは本発明にあっては強度を担う重要な元素である。
００２５％未満では十分な強度が得られず、０１％を越
えると鋼を脆化させ、。また溶接性を損ねる。従って、
Ｐの添加範囲は００２５〜Ｏ１％とした。
えると鋼を脆化させ、。また溶接性を損ねる。従って、
Ｐの添加範囲は００２５〜Ｏ１％とした。
また、Ｓｉはセメンタイト核生成やＴ値等の加工性に犬
なる影糎ｆｙ Ｂ Ｊ子に鋼を強化するので、必要に応
じて０８％以下を添加する。０８％を越えると連続焼鈍
においても表面に酸化膜が形成されやすくなり、塗装の
ための化成処理性が劣化する。
なる影糎ｆｙ Ｂ Ｊ子に鋼を強化するので、必要に応
じて０８％以下を添加する。０８％を越えると連続焼鈍
においても表面に酸化膜が形成されやすくなり、塗装の
ための化成処理性が劣化する。
本発明は炭素時効を最小化するところにその特徴があり
、そのため同じく大きな時効劣化を生じさせる窒素につ
いてはその処置が必要である。そのためにＡ７？を００
０５％以上添加し、かつＮをＯ，ＯＯ５０％以下として
ＮをＡ、 Ｊ Ｎとして固定する必要がある。Ｎは低け
れば低いほど望ましく、０．００２０％以下とすること
が最も好ましい。また、もつと強固にＮを安定な窒化物
として固定する場合には、Ｂを０００５〜０、００４０
％添加する。
、そのため同じく大きな時効劣化を生じさせる窒素につ
いてはその処置が必要である。そのためにＡ７？を００
０５％以上添加し、かつＮをＯ，ＯＯ５０％以下として
ＮをＡ、 Ｊ Ｎとして固定する必要がある。Ｎは低け
れば低いほど望ましく、０．００２０％以下とすること
が最も好ましい。また、もつと強固にＮを安定な窒化物
として固定する場合には、Ｂを０００５〜０、００４０
％添加する。
熱延条件においては巻取条件が重要である。
これは通常のｋｌＮ析出処理とともに本発明ではＭ ｎ
Ｓ分散処理も関与していると推定され、そのために６
５０℃す、上の温度とする必要がある。
Ｓ分散処理も関与していると推定され、そのために６
５０℃す、上の温度とする必要がある。
その他の熱延条件としては通常とられている条件でよい
が、。加熱温度については熱延組織の粗大化を防ぐため
に１０００〜１１５０℃の温度とすることが好ましい。
が、。加熱温度については熱延組織の粗大化を防ぐため
に１０００〜１１５０℃の温度とすることが好ましい。
冷延は通常行われているように６０〜９０％の圧下率で
よいが、安定して高うンクフォーＦ値（７値）を得るた
めには７５％以上の高圧下が望ましい。
よいが、安定して高うンクフォーＦ値（７値）を得るた
めには７５％以上の高圧下が望ましい。
次に連続焼鈍では７００〜８５０℃の再結晶焼鈍を行う
。７００℃未満では再結晶が不十分で、かつまた炭化物
の溶解が不十分となり、この後いくら急冷しても炭素の
過飽和度が高まらない。また８５０℃を越えるとオース
テナイト量が増し、集合組織がランダム化し下値が下が
り、また結晶粒が粗大化する。なお、炭化物の溶解を十
分とするために、焼鈍温度からこの溶解度の最も大きい
７００℃付近まで５℃／Ｓ以下で徐冷することが好まし
い。焼鈍時間は通常行なわれているように２０秒〜３分
でよい。
。７００℃未満では再結晶が不十分で、かつまた炭化物
の溶解が不十分となり、この後いくら急冷しても炭素の
過飽和度が高まらない。また８５０℃を越えるとオース
テナイト量が増し、集合組織がランダム化し下値が下が
り、また結晶粒が粗大化する。なお、炭化物の溶解を十
分とするために、焼鈍温度からこの溶解度の最も大きい
７００℃付近まで５℃／Ｓ以下で徐冷することが好まし
い。焼鈍時間は通常行なわれているように２０秒〜３分
でよい。
このあと既述の条件で冷却を行うが冷却速度の上限は１
ｏｏｏ℃／Ｓとする。これを越えると鋼板形状を保つこ
とが困難となるからである。
ｏｏｏ℃／Ｓとする。これを越えると鋼板形状を保つこ
とが困難となるからである。
冷却は保定温度までとすることが望ましいが、急冷にな
ると保定温度で停止゛するための制御が困難となるので
保定温度以下までの過冷却があってもよい。その場合、
過冷却の度合は、省エネルギーの観点からなるべく小さ
い方が好ましく、また保定温度までの昇温速度は１０℃
／Ｓ以上の高速とする必要がある。
ると保定温度で停止゛するための制御が困難となるので
保定温度以下までの過冷却があってもよい。その場合、
過冷却の度合は、省エネルギーの観点からなるべく小さ
い方が好ましく、また保定温度までの昇温速度は１０℃
／Ｓ以上の高速とする必要がある。
保定温度は１５０℃以上とする。１５０℃未満ではε炭
化物生成が主となり、ε炭化物に平衡する固溶０量は多
いため、水沫の適用外となる。安定したセメンタイト領
域を目指すには２００℃以上とすることが好ましい。
化物生成が主となり、ε炭化物に平衡する固溶０量は多
いため、水沫の適用外となる。安定したセメンタイト領
域を目指すには２００℃以上とすることが好ましい。
なお本発明方法の適用製鋼法として連続鋳造法、インゴ
ット法を問わない。また、連続焼鈍における急冷手段と
しても、ガスジェット冷却、気水冷却、金属接触冷却、
温水中冷却、水冷却、塩浴浸漬等手段は問わない。
ット法を問わない。また、連続焼鈍における急冷手段と
しても、ガスジェット冷却、気水冷却、金属接触冷却、
温水中冷却、水冷却、塩浴浸漬等手段は問わない。
実施例１゜
第２表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブとした。これらスラブを１０５０〜１１０
０℃に加熱し熱延した。熱延条件としては仕上終了温度
８７０〜８８５℃、巻取温度６００，７００，７５０℃
とした。このコイルを８０％冷延して０．８ ｍ厚とし
た後連成分符号イ〜ハおよびホは引張強度３５ Ｋｙ、
Ｍ級、符号二は４０に９ｆ／Ｍ２級狙いの成分である。
造にてスラブとした。これらスラブを１０５０〜１１０
０℃に加熱し熱延した。熱延条件としては仕上終了温度
８７０〜８８５℃、巻取温度６００，７００，７５０℃
とした。このコイルを８０％冷延して０．８ ｍ厚とし
た後連成分符号イ〜ハおよびホは引張強度３５ Ｋｙ、
Ｍ級、符号二は４０に９ｆ／Ｍ２級狙いの成分である。
第３表から明らかなように、本発明に従ったものはそれ
ぞれの引張強度にあった降伏点強度と伸びを有し、かつ
時効性についてもＹＰ−Ｅｌ！で０２％以内、ＡＩで３
’ Ｋ９ｒ ／ ａ＋ａ２以内と良好である。
ぞれの引張強度にあった降伏点強度と伸びを有し、かつ
時効性についてもＹＰ−Ｅｌ！で０２％以内、ＡＩで３
’ Ｋ９ｒ ／ ａ＋ａ２以内と良好である。
これに対し比較の条件のものでは時効性を満たさず、か
つ爲３の鋼のようにＥｊ’が引張強度とのバランスにお
いても悪い。
つ爲３の鋼のようにＥｊ’が引張強度とのバランスにお
いても悪い。
発明の効果
本発明によれば以上の実施例から明らかなように製鋼に
負担をかけず経済的に非時効性りん添加高強度冷延鋼板
な製造することができる。
負担をかけず経済的に非時効性りん添加高強度冷延鋼板
な製造することができる。
これにより、従来高級の非時効性鋼板は箱焼鈍で、低級
鋼は連続焼鈍と作り別けられていたものが、連続焼鈍で
も高級の非時効性鋼板の製造が可能となった。その結果
、連続焼鈍の良い点、すなわち高生産性、均一な品質、
省エネルギー、省力、短期納期、高強度鋼板が製造しや
すいなどの点を享受でき、経済的効果は極めて大きい。
鋼は連続焼鈍と作り別けられていたものが、連続焼鈍で
も高級の非時効性鋼板の製造が可能となった。その結果
、連続焼鈍の良い点、すなわち高生産性、均一な品質、
省エネルギー、省力、短期納期、高強度鋼板が製造しや
すいなどの点を享受でき、経済的効果は極めて大きい。
第１図は保定温度とそのときに得られたセメンタイト粒
数との関係を示すグラフである。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 外２名 メ１０４ 才１図 特許庁 −ＩｊＫ宝 殿 １．事件の表示 ケ吾 願昭タター第１ＩＬ６７λダ 号事件との関係
出厚賢ん 住所（居所）重布シャイ＜田ｌ大斗町１丁目６奮Ｉ居
所 東京都中央区日本橋兜町１２番１号太洋ビルｓ 、
Ｍ ’ｉＥ−＊ ４Ｆ の日付昭和ｉ年４月ユ乙日（
発送）４国も碍→−−酪 ６、補正により増加する発明の数 ｒｐＬ特開昭ＧＯ−
１９０５２５（８）
数との関係を示すグラフである。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 外２名 メ１０４ 才１図 特許庁 −ＩｊＫ宝 殿 １．事件の表示 ケ吾 願昭タター第１ＩＬ６７λダ 号事件との関係
出厚賢ん 住所（居所）重布シャイ＜田ｌ大斗町１丁目６奮Ｉ居
所 東京都中央区日本橋兜町１２番１号太洋ビルｓ 、
Ｍ ’ｉＥ−＊ ４Ｆ の日付昭和ｉ年４月ユ乙日（
発送）４国も碍→−−酪 ６、補正により増加する発明の数 ｒｐＬ特開昭ＧＯ−
１９０５２５（８）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＋１１ ０ 、０．０１〜０．０５．ｗ １％、Ｍｎ
０．０５〜０．２５ｗｔ％、 Ｐ Ｏ，０２５〜０．１０ ｗ １％、８０．００３〜
０． Ｏ１５ｗ １％、ＡＪ Ｏ，００５〜０．１０
Ｗ １％、Ｎ Ｏ，００５０ｗｔ％以下、 必要に応じて ＳｉＯ，８ｗｔ％以下、 １３ ０．０００５〜Ｏ，ＯＯ４０ｗ １％の１種また
は２種を含有し、 残部１ｉ” ｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱延
し６５０℃以上の温度で巻取り、その後冷延し、次いで
連続焼鈍を行うにあたり、７００〜８５０℃の温度で再
結晶焼鈍後６５０℃以上の温度から急冷し、続いて温度
Ｔ ｆｃｌで１０〜６０秒保定して市メンタイトの核生
成を行わせ、こＩの温度Ｔを１５０℃以」二でかつ一７
０×（ｌｏｇ 、ｏｏｏ ）２＋ ３２０以下（たタシ
、ｖは上記急冷速ｉ（℃／Ｓ ）で１０００’Ｃ／Ｓ以
下とする）の温度とし、しかるのちに２５０〜４００℃
で２〜１０分の析出処理を行うことを特徴とする連続焼
鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4672484A JPS60190525A (ja) | 1984-03-12 | 1984-03-12 | 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4672484A JPS60190525A (ja) | 1984-03-12 | 1984-03-12 | 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60190525A true JPS60190525A (ja) | 1985-09-28 |
| JPH0545652B2 JPH0545652B2 (ja) | 1993-07-09 |
Family
ID=12755284
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4672484A Granted JPS60190525A (ja) | 1984-03-12 | 1984-03-12 | 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60190525A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139849A (ja) * | 1985-12-13 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 加工性にすぐれた軟質熱延鋼板 |
| JPS6318023A (ja) * | 1986-07-10 | 1988-01-25 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| US5074924A (en) * | 1989-06-21 | 1991-12-24 | Nippon Steel Corporation | Process for producing galvanized, non-aging cold rolled steel sheets having good formability in a continuous galvanizing line |
-
1984
- 1984-03-12 JP JP4672484A patent/JPS60190525A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139849A (ja) * | 1985-12-13 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 加工性にすぐれた軟質熱延鋼板 |
| JPS6318023A (ja) * | 1986-07-10 | 1988-01-25 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0246653B2 (ja) * | 1986-07-10 | 1990-10-16 | Nippon Steel Corp | |
| US5074924A (en) * | 1989-06-21 | 1991-12-24 | Nippon Steel Corporation | Process for producing galvanized, non-aging cold rolled steel sheets having good formability in a continuous galvanizing line |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0545652B2 (ja) | 1993-07-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS6045689B2 (ja) | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS59140333A (ja) | ２次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS5857492B2 (ja) | 自動車用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP5280795B2 (ja) | 機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| US4981531A (en) | Process for producing cold rolled steel sheets having excellent press formability and ageing property | |
| JPS5849622B2 (ja) | 連続焼鈍による超深絞り用冷延鋼板の製造法 | |
| KR101403262B1 (ko) | 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법 | |
| JP2005290477A (ja) | 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法 | |
| JPS60190525A (ja) | 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| KR20000043762A (ko) | 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법 | |
| JPH02163318A (ja) | プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2995526B2 (ja) | 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH025803B2 (ja) | ||
| JPH0559970B2 (ja) | ||
| JPH058256B2 (ja) | ||
| JP2734867B2 (ja) | 成形性と表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 | |
| KR100435467B1 (ko) | 연속소둔에 의한 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 | |
| JP3562410B2 (ja) | コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0545654B2 (ja) | ||
| JPS5913030A (ja) | 深絞り性の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造法 | |
| JPH0356656A (ja) | 耐時効性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP4332960B2 (ja) | 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3224732B2 (ja) | 耐時効性の良好な冷延鋼板とその製造方法 | |
| JPS6349726B2 (ja) | ||
| KR20010062900A (ko) | 딥드로잉성이 우수한 ｐ첨가 극저탄소 냉연강판의 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |