JPS6046165B2 - 高い焼付硬化性を有し、耐時効性及びプレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法 - Google Patents
高い焼付硬化性を有し、耐時効性及びプレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法Info
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- JPS6046165B2 JPS6046165B2 JP55076158A JP7615880A JPS6046165B2 JP S6046165 B2 JPS6046165 B2 JP S6046165B2 JP 55076158 A JP55076158 A JP 55076158A JP 7615880 A JP7615880 A JP 7615880A JP S6046165 B2 JPS6046165 B2 JP S6046165B2
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- 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】
本発明は自動車用外板等に必要な焼付硬化性（以下、
ＢＨ性〔Ｂａｋｅ−Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ〕とい
う）、耐時効性及びプレス加工性が優れた高強度冷延鋼
板を製造する方法に関するものである。
ＢＨ性〔Ｂａｋｅ−Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ〕とい
う）、耐時効性及びプレス加工性が優れた高強度冷延鋼
板を製造する方法に関するものである。
最近、自動車用鋼板として高強度冷延鋼板が用いられ
るようになつてきた。
るようになつてきた。
自動車外板用高強度冷延鋼板の製造法としては、熱間
圧延で低温捲取した隣含有アルミキルド鋼板を箱焼鈍に
よつて製造することが一つの方法になつている。
圧延で低温捲取した隣含有アルミキルド鋼板を箱焼鈍に
よつて製造することが一つの方法になつている。
箱焼鈍法では耐時効性とプレス加工性には優れているが
ＢＨ性が悪く、自動車メーカー側の要求を満していない
のが現状である。 本発明は、上記の要望に応えるべく
なされたもので、その基本思想はＢＨ性向上に有利な連
続焼鈍法にて、均熱後の冷却方法と過時効条件を制御す
ることにより、優れたＢＨ性を鋼板に付与しつつ、耐時
効性及びプレス加工性に必要なＹ、Ｐ、、Ｅ１、に値の
優れた３５〜４５に９／Ｔｎｉｔの高強度冷延鋼板の製
造を可能とするものである。 本発明の第１のものは、
Ｃ：０．０４５〜０．１５０％、Ｍｎ：０．０８〜０．
７０％、Ｐ：く０．１３％、Ａｌ：０．０２０〜０．０
８０％、で且つＣｆＰ≦０．１７％を含有、し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的な不純物からなる鋼を熱間圧延し、６３
０゜Ｃ以上の温度で捲取り冷延後連続焼鈍をおこなうに
あたり、７００〜９０００Ｃで１囲２〜２分間の均熱後
、一次冷却において、６５０〜５２０゜Ｃの間を４０゜
Ｃ／Ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、引続く冷却を３０
０′Ｃ以上て停止させ、３００〜５００゜Ｃの温度で３
０秒以上の過時効処理をすることを特徴とする高い焼付
硬化性を有し、耐時効性及びブレス加工性の優れた高強
度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法を要旨とする。
ＢＨ性が悪く、自動車メーカー側の要求を満していない
のが現状である。 本発明は、上記の要望に応えるべく
なされたもので、その基本思想はＢＨ性向上に有利な連
続焼鈍法にて、均熱後の冷却方法と過時効条件を制御す
ることにより、優れたＢＨ性を鋼板に付与しつつ、耐時
効性及びプレス加工性に必要なＹ、Ｐ、、Ｅ１、に値の
優れた３５〜４５に９／Ｔｎｉｔの高強度冷延鋼板の製
造を可能とするものである。 本発明の第１のものは、
Ｃ：０．０４５〜０．１５０％、Ｍｎ：０．０８〜０．
７０％、Ｐ：く０．１３％、Ａｌ：０．０２０〜０．０
８０％、で且つＣｆＰ≦０．１７％を含有、し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的な不純物からなる鋼を熱間圧延し、６３
０゜Ｃ以上の温度で捲取り冷延後連続焼鈍をおこなうに
あたり、７００〜９０００Ｃで１囲２〜２分間の均熱後
、一次冷却において、６５０〜５２０゜Ｃの間を４０゜
Ｃ／Ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、引続く冷却を３０
０′Ｃ以上て停止させ、３００〜５００゜Ｃの温度で３
０秒以上の過時効処理をすることを特徴とする高い焼付
硬化性を有し、耐時効性及びブレス加工性の優れた高強
度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法を要旨とする。
以下に本発明の対象鋼の成分の限定理由を説明する。
Ｃ，Ｍｎ．Ｐは鋼板に必要な強度を付与する元素である
が、特にＣについては０．０４５％以上必要とする。
が、特にＣについては０．０４５％以上必要とする。
これは、強度を確保することの他に、それ未満では耐時
効性が劣化するためである。又、Ｃは０．１５％超ては
スポット溶接性が劣化するためＣは０．４５〜０．１５
％とした。又、Ｐは０．１３％超では二次加工割れが生
じるようになるため、Ｐは０．１３％以下に限定した。
Ｍｎを０．０８〜０．７０％としたのは、０．０８％よ
り少ないと熱間圧延時の赤熱脆性が発生するのでこれを
防ぐために０．０８％以上とし、又、０．７０％より多
くなるとブレス加工性に必要なｒ値が劣化するためであ
る。Ａ１はＮによる耐時効性の劣化を防止するために必
要な元素でＡ１量が０．０２０％未満では、熱間圧延の
時点でＮをＡｌＮとして析出させるためには不十分であ
る。尚、Ｎ量は０．０８０％以上添加する必要は何らな
い。他の元素については、少ない方が望ましいが、必要
に応じて添加してもよい。このような成分組成の鋼は常
法に従つて連続鋳造法、又はインゴットー分塊法でスラ
ブとなし、熱間圧延及び冷間圧延をおこない、次いで特
徴的な連続焼鈍をおこなう。
効性が劣化するためである。又、Ｃは０．１５％超ては
スポット溶接性が劣化するためＣは０．４５〜０．１５
％とした。又、Ｐは０．１３％超では二次加工割れが生
じるようになるため、Ｐは０．１３％以下に限定した。
Ｍｎを０．０８〜０．７０％としたのは、０．０８％よ
り少ないと熱間圧延時の赤熱脆性が発生するのでこれを
防ぐために０．０８％以上とし、又、０．７０％より多
くなるとブレス加工性に必要なｒ値が劣化するためであ
る。Ａ１はＮによる耐時効性の劣化を防止するために必
要な元素でＡ１量が０．０２０％未満では、熱間圧延の
時点でＮをＡｌＮとして析出させるためには不十分であ
る。尚、Ｎ量は０．０８０％以上添加する必要は何らな
い。他の元素については、少ない方が望ましいが、必要
に応じて添加してもよい。このような成分組成の鋼は常
法に従つて連続鋳造法、又はインゴットー分塊法でスラ
ブとなし、熱間圧延及び冷間圧延をおこない、次いで特
徴的な連続焼鈍をおこなう。
熱間圧延に際しては前記の如く、時効劣化防止のための
ＡｌＮの析出に必要な捲取温度として６３０℃以上が必
要となる。尚、一熱間圧延前のスラブ加熱温度を７００
〜１１５０℃とすることは、ＡｌＮの析出が熱延鋼帯全
長、全巾にわたりより完全になるので好ましい条件であ
る。又、冷間圧延に際して圧下率は通常の通りでよいが
特に圧下率を７０〜８５％にすれば深絞り加工性に−と
つて必要なｒ値が向上するのでより望ましい。以下、連
続焼鈍条件について詳しく説明する。先ず、昇温、加熱
条件については、生産性を高めるという観点から直火式
噴流加熱の如き急速加熱が望ましいが、特に限定する必
要はなく、通常のラジアントチユーブによる加熱方式で
得られる条件で充分である。均熱は７０００Ｃ〜９００
′Ｃの温度で１０秒〜２分間行なう。
ＡｌＮの析出に必要な捲取温度として６３０℃以上が必
要となる。尚、一熱間圧延前のスラブ加熱温度を７００
〜１１５０℃とすることは、ＡｌＮの析出が熱延鋼帯全
長、全巾にわたりより完全になるので好ましい条件であ
る。又、冷間圧延に際して圧下率は通常の通りでよいが
特に圧下率を７０〜８５％にすれば深絞り加工性に−と
つて必要なｒ値が向上するのでより望ましい。以下、連
続焼鈍条件について詳しく説明する。先ず、昇温、加熱
条件については、生産性を高めるという観点から直火式
噴流加熱の如き急速加熱が望ましいが、特に限定する必
要はなく、通常のラジアントチユーブによる加熱方式で
得られる条件で充分である。均熱は７０００Ｃ〜９００
′Ｃの温度で１０秒〜２分間行なう。
これは７００℃未満、１０秒未満では十分な再結晶と粒
成長が得られず。所望のブレス加工性が得られない。一
方９００。Ｃを超える均熱ではオーステナイト化する量
が多くなり過ぎ、絞り性に必要ｔχｒ値が劣化する。均
熱時間の上限は長くても良い・が連続焼鈍炉の炉長が長
くなるほど設備、経済上の理由から２分に限定した。上
記の均熱を終了した後の冷却は６５０′Ｃから５２０℃
の間は４０℃／Ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。
成長が得られず。所望のブレス加工性が得られない。一
方９００。Ｃを超える均熱ではオーステナイト化する量
が多くなり過ぎ、絞り性に必要ｔχｒ値が劣化する。均
熱時間の上限は長くても良い・が連続焼鈍炉の炉長が長
くなるほど設備、経済上の理由から２分に限定した。上
記の均熱を終了した後の冷却は６５０′Ｃから５２０℃
の間は４０℃／Ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。
急冷開始温度が６５０℃未満となつたり、又、急冷終点
温度が５２０′Ｃ超となつたり、更に冷却速度が４０′
Ｃ／Ｓｅｃ未満になると急速冷却効果は少なくなり、自
動車外板用高強度冷延鋼板に必要な耐時効性が損なわれ
るので、６５０〜５２０゜Ｃの間の冷却速度を４０℃／
Ｓｅｃ以上と限定した。冷却手段は、”冷却終点制御が
可能なものであれば、例えばガスジェット、ミスト、ボ
イリングウオーター、ウォーター、メタルコンタクトク
ーリングの如きいずれの冷却手段も採用できる。尚、冷
却速度は必要以上に高くしても急速冷却の効果の向上代
はあまり期待できず、又冷却速度が早くなればなる程終
点制御が困難となる傾向を有するが特に制限されるもの
ではない。引続き行なわれる５２０℃からの冷却速度は
特に限定されないが、冷却の終点温度が３００℃より低
くなるとＢＨ性が損なわれるので、一次冷却に際しては
、３００℃より低く冷却しないように限定した。
温度が５２０′Ｃ超となつたり、更に冷却速度が４０′
Ｃ／Ｓｅｃ未満になると急速冷却効果は少なくなり、自
動車外板用高強度冷延鋼板に必要な耐時効性が損なわれ
るので、６５０〜５２０゜Ｃの間の冷却速度を４０℃／
Ｓｅｃ以上と限定した。冷却手段は、”冷却終点制御が
可能なものであれば、例えばガスジェット、ミスト、ボ
イリングウオーター、ウォーター、メタルコンタクトク
ーリングの如きいずれの冷却手段も採用できる。尚、冷
却速度は必要以上に高くしても急速冷却の効果の向上代
はあまり期待できず、又冷却速度が早くなればなる程終
点制御が困難となる傾向を有するが特に制限されるもの
ではない。引続き行なわれる５２０℃からの冷却速度は
特に限定されないが、冷却の終点温度が３００℃より低
くなるとＢＨ性が損なわれるので、一次冷却に際しては
、３００℃より低く冷却しないように限定した。
過時効温度は３００〜５００℃が最適であつて、３００
℃未満ではブレス加工性に必要な延性が低下し、５００
℃超では耐時効性が劣化する。
℃未満ではブレス加工性に必要な延性が低下し、５００
℃超では耐時効性が劣化する。
又、過時効時間は３＠未満では充分な延性と耐時効性が
得られないので過時効温度と時間をそれぞれ３００〜５
００℃、３０８以上と限定するものである。本発明の第
２番目のものは、高い焼付硬化性、耐時効性と共にさら
に一層のブレス加工性を向上させるのに重要な延性を向
上させるために提供されるものでその要旨は下記のとお
りである。
得られないので過時効温度と時間をそれぞれ３００〜５
００℃、３０８以上と限定するものである。本発明の第
２番目のものは、高い焼付硬化性、耐時効性と共にさら
に一層のブレス加工性を向上させるのに重要な延性を向
上させるために提供されるものでその要旨は下記のとお
りである。
Ｃ：０．０４５〜０．１５０％、Ｍｎ：０．０８〜０．
７０％、Ｐ：く０．１３％、Ａ１：０．０２０〜０．０
８０％、で且つＣ＋Ｐ〈０．１７％を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的な不純物からなる鋼を熱間圧延し、６３０
′Ｃ以上の温度で捲取り、冷延後連続焼鈍をおこなうに
あたり、７５０〜９００℃で１０秒〜２分間の均熱後、
一次冷却において、均熱温度から７２０〜６５０℃の間
の急冷開始温度までを２０℃／Ｓｅｃ以下の冷却速度で
徐冷すると共に、上記急冷開始温度から５２０℃の間を
４０℃／Ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、引続く冷却を
３００℃以上の温度で停止させ、３００〜５００℃の温
度で３囲′以上の過時効処理をすることを特徴とする高
い焼付硬化性を有し、耐時効性及びブレス加工性の優れ
た高強度冷延銅板の連続焼鈍による製造方法。この第２
番目の発明においては均熱温度を７５０〜９００′Ｃで
１０秒〜２分間の均熱を行なうことおよび均熱温度から
７２０〜６５０℃の間の急冷開始温度までを２０゜Ｃ／
Ｓｅｃ以下の冷却速度で徐冷する要件が第１番目の発明
に付加されているが、その理由は下記のとおりである。
鋼板のｒ値および延性の向上をはかるためには十分な結
晶粒成長をさせる必要があり、このため高温の均熱を行
なうものであるが、この場合にオーステナイト量が増加
する。
７０％、Ｐ：く０．１３％、Ａ１：０．０２０〜０．０
８０％、で且つＣ＋Ｐ〈０．１７％を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的な不純物からなる鋼を熱間圧延し、６３０
′Ｃ以上の温度で捲取り、冷延後連続焼鈍をおこなうに
あたり、７５０〜９００℃で１０秒〜２分間の均熱後、
一次冷却において、均熱温度から７２０〜６５０℃の間
の急冷開始温度までを２０℃／Ｓｅｃ以下の冷却速度で
徐冷すると共に、上記急冷開始温度から５２０℃の間を
４０℃／Ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、引続く冷却を
３００℃以上の温度で停止させ、３００〜５００℃の温
度で３囲′以上の過時効処理をすることを特徴とする高
い焼付硬化性を有し、耐時効性及びブレス加工性の優れ
た高強度冷延銅板の連続焼鈍による製造方法。この第２
番目の発明においては均熱温度を７５０〜９００′Ｃで
１０秒〜２分間の均熱を行なうことおよび均熱温度から
７２０〜６５０℃の間の急冷開始温度までを２０゜Ｃ／
Ｓｅｃ以下の冷却速度で徐冷する要件が第１番目の発明
に付加されているが、その理由は下記のとおりである。
鋼板のｒ値および延性の向上をはかるためには十分な結
晶粒成長をさせる必要があり、このため高温の均熱を行
なうものであるが、この場合にオーステナイト量が増加
する。
しかしながらかかる状態から急冷した場合には、本発明
の対象鋼のよらにＣ：０．０４５〜０．１５０％と多く
含有していると、鋼板中に焼入組織が生じ却つて延性が
劣化するという結果になる。そこで第２番目の発明にお
いては、十分な結晶粒成長をはかるべく７５０〜９００
℃で１〔甲２〜２分間の均熱を行なうと共に、均熱後の
急冷による焼入組織の生成を避けるべく、急冷開始温度
を７２０〜６５０゜Ｃの間で選択し、均熱温度からこの
急冷開始温度迄を２０′Ｃ／Ｓｅｃ以下の冷却速度で徐
冷するものである。かくして一次冷却に際しての銅板中
ての焼入組織の生成が回避され、一そうの延性の向上が
はかれブレス加工性が更に向上するという効果が奏せら
れる。以上述べた連続焼鈍条件と鋼の成分組成、及び熱
間圧延条件との組合せによつて、、高いＢＨ性を有し、
耐時効性及びブレス加工性の優れた高強度冷延鋼板を経
済的に得ることができる。
の対象鋼のよらにＣ：０．０４５〜０．１５０％と多く
含有していると、鋼板中に焼入組織が生じ却つて延性が
劣化するという結果になる。そこで第２番目の発明にお
いては、十分な結晶粒成長をはかるべく７５０〜９００
℃で１〔甲２〜２分間の均熱を行なうと共に、均熱後の
急冷による焼入組織の生成を避けるべく、急冷開始温度
を７２０〜６５０゜Ｃの間で選択し、均熱温度からこの
急冷開始温度迄を２０′Ｃ／Ｓｅｃ以下の冷却速度で徐
冷するものである。かくして一次冷却に際しての銅板中
ての焼入組織の生成が回避され、一そうの延性の向上が
はかれブレス加工性が更に向上するという効果が奏せら
れる。以上述べた連続焼鈍条件と鋼の成分組成、及び熱
間圧延条件との組合せによつて、、高いＢＨ性を有し、
耐時効性及びブレス加工性の優れた高強度冷延鋼板を経
済的に得ることができる。
以下、上述の本発明の限定の根拠を実験例に基ずいて詳
細に説明する。
細に説明する。
〈Ｃ含有量と耐時効性の関係〉
Ｐ：０．０５０％、Ｍｎ：０．３１％、Ａｌ：０．０５
０％を含み、Ｃ含有量を０．０２０〜０．０６８％まで
変えた溶鋼組成のものを連続鋳造によつてスラブを得、
それを熱間圧延し、７００℃で捲取り、酸洗、冷延した
０．８？の冷延鋼板を、第１図に示す連続焼鈍サイクル
において本発明の方法（Ｔ，．，：６９００Ｃ１α＝１
００℃／Ｓｅｃ．．Ｔ，．，：４００℃、ＴＯ．Ａ：４
００℃、Ｔｌ２Ｏｓｅｃ）て焼鈍し、１．０％の調質圧
延を施し、時効（１００℃×１ｈｒ）後のＹ．Ｐ上１を
調査１７た。
０％を含み、Ｃ含有量を０．０２０〜０．０６８％まで
変えた溶鋼組成のものを連続鋳造によつてスラブを得、
それを熱間圧延し、７００℃で捲取り、酸洗、冷延した
０．８？の冷延鋼板を、第１図に示す連続焼鈍サイクル
において本発明の方法（Ｔ，．，：６９００Ｃ１α＝１
００℃／Ｓｅｃ．．Ｔ，．，：４００℃、ＴＯ．Ａ：４
００℃、Ｔｌ２Ｏｓｅｃ）て焼鈍し、１．０％の調質圧
延を施し、時効（１００℃×１ｈｒ）後のＹ．Ｐ上１を
調査１７た。
（Ｔ，．，は急冷開始温度、αは冷却速度、ＴＱ．，は
急冷終了温度、ＴＯ．Ａは過時効温度、ｔは過時効時間
を意味する）第２図にその調査結果を示す。
急冷終了温度、ＴＯ．Ａは過時効温度、ｔは過時効時間
を意味する）第２図にその調査結果を示す。
Ｃ含有量を０．０４５％にすることによつて必要な耐時
効性（時効後のＹ．Ｐ上１〈０．３％）を確保すること
が可能になる。
効性（時効後のＹ．Ｐ上１〈０．３％）を確保すること
が可能になる。
〈一次冷却速度と耐時効性の関係〉
Ｃ：０．０７０％、Ｍｎ：０．２１％、Ｐ：０．０５０
％、Ａ１：０．０４１％含有する鋼を連鋳スラブとし、
熱間圧延しで７２０゜Ｃで捲取り、酸洗、冷延した０．
８−の冷延鋼板を第１図に示す連続焼鈍サイクルにおい
てＴＱ．ｓ：７０００Ｃ．．ＴＱ．，：４５００Ｃ．．
Ｔ０．鳳５０゜Ｃ．，ｔ９（ト）Ｅｃでαを１０℃／Ｓ
ｅｃ〜５００゜Ｃ／Ｓｅｃまて変えて連続焼鈍し、１．
０％の調質圧延を施し時効後のＹ．Ｐ一Ｅ１を調査した
。
％、Ａ１：０．０４１％含有する鋼を連鋳スラブとし、
熱間圧延しで７２０゜Ｃで捲取り、酸洗、冷延した０．
８−の冷延鋼板を第１図に示す連続焼鈍サイクルにおい
てＴＱ．ｓ：７０００Ｃ．．ＴＱ．，：４５００Ｃ．．
Ｔ０．鳳５０゜Ｃ．，ｔ９（ト）Ｅｃでαを１０℃／Ｓ
ｅｃ〜５００゜Ｃ／Ｓｅｃまて変えて連続焼鈍し、１．
０％の調質圧延を施し時効後のＹ．Ｐ一Ｅ１を調査した
。
第３図にその調査結果を示す。一次冷却速度を４０′Ｃ
／Ｓｅｃ以上とすることによつて自動車外板用の高強度
冷延銅板に要求される耐時効性（時効性のＹ．Ｐ上１く
０．３％）が可能となる。〈急冷開始温度、終点温度と
耐時効性、ＢＨ性の関係〉Ｃ：０．０６２％、Ｍｎ：０
．１２％、Ｐ：０．０６０％、Ａｌ：０．０６５％含有
する鋼を連鋳スラブとし、スラブ加熱温度１１０００Ｃ
で熱間圧延し、６７０℃で捲取り、酸洗し０．８０ｗ０
ｎの冷延鋼板とし、第１図に示す連続焼鈍サイクルにお
いて第１表に示すテスト条件にて熱処理を施し、耐時効
性とＢＨ性を調査した。
／Ｓｅｃ以上とすることによつて自動車外板用の高強度
冷延銅板に要求される耐時効性（時効性のＹ．Ｐ上１く
０．３％）が可能となる。〈急冷開始温度、終点温度と
耐時効性、ＢＨ性の関係〉Ｃ：０．０６２％、Ｍｎ：０
．１２％、Ｐ：０．０６０％、Ａｌ：０．０６５％含有
する鋼を連鋳スラブとし、スラブ加熱温度１１０００Ｃ
で熱間圧延し、６７０℃で捲取り、酸洗し０．８０ｗ０
ｎの冷延鋼板とし、第１図に示す連続焼鈍サイクルにお
いて第１表に示すテスト条件にて熱処理を施し、耐時効
性とＢＨ性を調査した。
第４図に耐時効性に及ぼす一次急冷開始温度の影響につ
いての調査結果を示す。一次急冷開始温度を６５０℃以
上とすることにより目標とする耐効性（時効後のＹ．Ｐ
上１く０．３％）を得ることが可能となる。又、一次急
冷開始温度を７２０゜Ｃ以下とすることによつて耐時効
性のみならず延性（Ｅ１）の向上を計ることが可能とな
る。第５図に耐時効性及びＢＨ性に及ぼす一次急冷終点
温度の影響についての調査結果を示す。
いての調査結果を示す。一次急冷開始温度を６５０℃以
上とすることにより目標とする耐効性（時効後のＹ．Ｐ
上１く０．３％）を得ることが可能となる。又、一次急
冷開始温度を７２０゜Ｃ以下とすることによつて耐時効
性のみならず延性（Ｅ１）の向上を計ることが可能とな
る。第５図に耐時効性及びＢＨ性に及ぼす一次急冷終点
温度の影響についての調査結果を示す。
一次急冷終点温度を５２０゜Ｃ以下にすることにより目
標とする耐時効性を得ることが可能となる。ＢＨ性につ
いては自動車用外板の耐デント性を得るに必要なりＨ量
（２％予歪後１７０℃×２０ｒＴ１１ｎの処理を施した
時の熱処理による降状応力の増加分）として５ｋ９／７
ｄ以上を確保するには一次急冷終点温度を３００゜Ｃ以
上とすることによつて可能となる。これは３００′Ｃ以
下の温度まて冷却し、その後再加熱時に結晶粒内に微細
な炭化物が非常に多く析出し、続いての過時効処理（ブ
レス加工性にとつて重要な延性（Ｅ１）を確保するため
に必要）によつてＢＨ特性にとつて必要な固溶炭素まで
も析出させて減少させてしまうからである。〈過時効処
理温度と耐時効性、延性の関係〉Ｃ：０．０８２％、Ｍ
ｎ：０．３５％、Ｐ：０．０６％、．Ａｌ：０．０４５
％、含有する鋼を連鋳スラブとし、熱間圧延し、７００
℃で捲取り、更に冷間圧延によつて０．８０ＷＬの冷延
鋼板とし、第１図に示す連続焼鈍サイクルにおいてＴＱ
．ｓ：７００℃、α：８００ｃ／ＳｅｃｌＴ，．，：４
００ＱＣでＴ。
標とする耐時効性を得ることが可能となる。ＢＨ性につ
いては自動車用外板の耐デント性を得るに必要なりＨ量
（２％予歪後１７０℃×２０ｒＴ１１ｎの処理を施した
時の熱処理による降状応力の増加分）として５ｋ９／７
ｄ以上を確保するには一次急冷終点温度を３００゜Ｃ以
上とすることによつて可能となる。これは３００′Ｃ以
下の温度まて冷却し、その後再加熱時に結晶粒内に微細
な炭化物が非常に多く析出し、続いての過時効処理（ブ
レス加工性にとつて重要な延性（Ｅ１）を確保するため
に必要）によつてＢＨ特性にとつて必要な固溶炭素まで
も析出させて減少させてしまうからである。〈過時効処
理温度と耐時効性、延性の関係〉Ｃ：０．０８２％、Ｍ
ｎ：０．３５％、Ｐ：０．０６％、．Ａｌ：０．０４５
％、含有する鋼を連鋳スラブとし、熱間圧延し、７００
℃で捲取り、更に冷間圧延によつて０．８０ＷＬの冷延
鋼板とし、第１図に示す連続焼鈍サイクルにおいてＴＱ
．ｓ：７００℃、α：８００ｃ／ＳｅｃｌＴ，．，：４
００ＱＣでＴ。
．Ａをｔ：９（ト）Ｅｃ一定で２０００Ｃから５５０℃
まて変えて連続焼鈍し、１．０％の調質圧延を施し、時
効性と延性について調査した。第６図に示すとおり、過
時効処理温度を３００℃〜５００示Ｃとすることによつ
て自動車外板として必要な耐時効性と延性を確保するこ
とが可能となる。
まて変えて連続焼鈍し、１．０％の調質圧延を施し、時
効性と延性について調査した。第６図に示すとおり、過
時効処理温度を３００℃〜５００示Ｃとすることによつ
て自動車外板として必要な耐時効性と延性を確保するこ
とが可能となる。
実施例
第２表に示すような化学成分を持つた試料Ａ，Ｂ，Ｃ，
Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉを同表中に示す熱間圧延捲取温
度（Ｃ．Ｔ）で捲取り、それらを板厚０．８−まで冷間
圧延し、それらに第７図に示す〔１〕，〔■〕，〔■〕
の連続焼鈍サイクルによつて焼鈍して、材質調査をした
。
Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉを同表中に示す熱間圧延捲取温
度（Ｃ．Ｔ）で捲取り、それらを板厚０．８−まで冷間
圧延し、それらに第７図に示す〔１〕，〔■〕，〔■〕
の連続焼鈍サイクルによつて焼鈍して、材質調査をした
。
材質調査の結果は第２表に示す。これらから明らかなよ
うに、Ｃ：０．０２１％であるＡはＹ．Ｐ上ｌが１．２
％にもなるが、Ｃ量が０．０４５％以上であるＢ，Ｃ，
Ｄ，Ｅ，Ｇ，Ｈ（：りＹ．Ｐ．上１は０．３％以下とな
り耐時効性が確保される。
うに、Ｃ：０．０２１％であるＡはＹ．Ｐ上ｌが１．２
％にもなるが、Ｃ量が０．０４５％以上であるＢ，Ｃ，
Ｄ，Ｅ，Ｇ，Ｈ（：りＹ．Ｐ．上１は０．３％以下とな
り耐時効性が確保される。
Ｍｎ量の多いＢの〒値は１．０１であり、ブレス加工用
鋼板のｒ値としては不十分てある。従つてｒ値を高くす
るためにＭｎ量は本発明の範囲のように０．７０％以下
にしなくてはならない。試料ＣはＣ＋Ｐ量が本発明の範
囲の量よりも多いものである。
鋼板のｒ値としては不十分てある。従つてｒ値を高くす
るためにＭｎ量は本発明の範囲のように０．７０％以下
にしなくてはならない。試料ＣはＣ＋Ｐ量が本発明の範
囲の量よりも多いものである。
これはスポット溶接部て破断が生じるので試料Ｃ（７）
鋼板をスポット溶接することは出来ない。之に対してＣ
＋Ｐ量を制御する本発明による鋼板においてはスポット
溶接割れの心配はない。又、試料Ｆ，Ｇにみられるよう
に、本発明外の連続焼鈍サイクル（■，■）により処理
すると、目標のＹ．Ｐ．上１やＢＨ量が確保されない。
鋼板をスポット溶接することは出来ない。之に対してＣ
＋Ｐ量を制御する本発明による鋼板においてはスポット
溶接割れの心配はない。又、試料Ｆ，Ｇにみられるよう
に、本発明外の連続焼鈍サイクル（■，■）により処理
すると、目標のＹ．Ｐ．上１やＢＨ量が確保されない。
すなわちサイクル■は冷却速度が１０′Ｃ／Ｓｅｃと本
発明のそれよりも遅く、又サイクル■では一次急冷の終
点が３００℃よりも低くなつているので本発明の目的は
達成されない。更に、試料１にみられるように熱延捲取
温度が本発明外の６００℃ではＡｌＮの析出が不十分で
あり、Ｙ．Ｐ．上Ｉは２．５％にもなる。
発明のそれよりも遅く、又サイクル■では一次急冷の終
点が３００℃よりも低くなつているので本発明の目的は
達成されない。更に、試料１にみられるように熱延捲取
温度が本発明外の６００℃ではＡｌＮの析出が不十分で
あり、Ｙ．Ｐ．上Ｉは２．５％にもなる。
一方、本発明の方法であるＤ，Ｅ，Ｈにおいては本発明
に従つた条件内で製造されているので高延性、耐時効性
、高ｒ値、高ＢＨ性、良スポット溶接性を兼ね備えてい
る。
に従つた条件内で製造されているので高延性、耐時効性
、高ｒ値、高ＢＨ性、良スポット溶接性を兼ね備えてい
る。
以上詳述したように本発明によれば高い焼付硬化性を有
し耐時効性及びブレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の
連続焼鈍による製造方法を提供しうるので、産業界に稗
益するところが極めて大である。
し耐時効性及びブレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の
連続焼鈍による製造方法を提供しうるので、産業界に稗
益するところが極めて大である。
第１図は連続焼鈍条件の説明図、第２図は耐時効性に及
ぼすＣ含有量の影響を示す図、第３図は耐時効性に及ぼ
す一次冷却速度の影響を示す図、第４図は耐時効性に及
ぼす１次急冷開始温度の影響を示す図、第５図は耐時効
性、ＢＨ性に及ぼす一次急冷終点温度の影響を示す図、
第６図は耐時効性及び延性に及ぼす過時効処理温度Ｔ。
ぼすＣ含有量の影響を示す図、第３図は耐時効性に及ぼ
す一次冷却速度の影響を示す図、第４図は耐時効性に及
ぼす１次急冷開始温度の影響を示す図、第５図は耐時効
性、ＢＨ性に及ぼす一次急冷終点温度の影響を示す図、
第６図は耐時効性及び延性に及ぼす過時効処理温度Ｔ。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０４５〜０．１５０％、Ｍｎ：０．０８〜
０．７０％、Ｐ：≦０．１３％、Ａｌ：０．０２０〜０
．０８０％、で且つＣ＋Ｐ≦０．１７％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的な不純物からなる鋼を熱間圧延し、６
３０℃以上の温度で捲取り冷延後連続焼鈍をおこなうに
あたり、７００〜９００℃で１０秒〜２分間の均熱後、
一次冷却において、６５０〜５２０℃の間を４０℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、引続く冷却を３００℃以
上で停止させ、３００〜５００℃の温度で３０秒以上の
過時効処理をすることを特徴とする高い焼付硬化性を有
し、耐時効性及びプレス加工性の優れた高強度冷延鋼板
の連続焼鈍による製造方法。 ２ Ｃ：０．０４５〜０．１５０％、Ｍｎ：０．０８〜
０．７０％、Ｐ：≦０．１３％、Ａｌ：０．０２０〜０
．０８０％、で且つＣ＋Ｐ≦０．１７％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的な不純物からなる鋼を熱間圧延し、６
３０℃以上の温度で捲取り、冷延後連続焼鈍をおこなう
にあたり、７５０〜９００℃で１０秒〜２分間の均熱後
、一次冷却において、均熱温度から７２０〜６５０℃の
間の急冷開始温度までを２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度
で徐冷すると共に、上記急冷開始温度から５２０℃の間
を４０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、引続く冷却
を３００℃以上の温度で停止させ、３００〜５００℃の
温度で３０秒以上の過時効処理をすることを特徴とする
高い焼付硬化性を有し、耐時効性及びプレス加工性の優
れた高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55076158A JPS6046165B2 (ja) | 1980-06-06 | 1980-06-06 | 高い焼付硬化性を有し、耐時効性及びプレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55076158A JPS6046165B2 (ja) | 1980-06-06 | 1980-06-06 | 高い焼付硬化性を有し、耐時効性及びプレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS572841A JPS572841A (en) | 1982-01-08 |
| JPS6046165B2 true JPS6046165B2 (ja) | 1985-10-15 |
Family
ID=13597236
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55076158A Expired JPS6046165B2 (ja) | 1980-06-06 | 1980-06-06 | 高い焼付硬化性を有し、耐時効性及びプレス加工性の優れた高強度冷延鋼板の連続焼鈍による製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6046165B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02115062A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-27 | Iseki & Co Ltd | 移動防除機等の液体散布装置 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5956533A (ja) * | 1982-09-24 | 1984-04-02 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍における薄鋼板のガス冷却方法 |
| MX165036B (es) * | 1987-04-10 | 1992-10-16 | Signode Corp | Tratamiento continuo de acero de manganeso de carbono laminado en frio |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS491969A (ja) * | 1972-04-24 | 1974-01-09 | ||
| JPS5215046A (en) * | 1975-07-26 | 1977-02-04 | Toyo Kaiyo Kaihatsu Kk | Method of reducing support force by liquid |
| JPS5562125A (en) * | 1978-11-04 | 1980-05-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high strength cold rolled steel sheet having dent resisting property excellent in press moldability |
-
1980
- 1980-06-06 JP JP55076158A patent/JPS6046165B2/ja not_active Expired
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS491969A (ja) * | 1972-04-24 | 1974-01-09 | ||
| JPS5215046A (en) * | 1975-07-26 | 1977-02-04 | Toyo Kaiyo Kaihatsu Kk | Method of reducing support force by liquid |
| JPS5562125A (en) * | 1978-11-04 | 1980-05-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high strength cold rolled steel sheet having dent resisting property excellent in press moldability |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02115062A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-27 | Iseki & Co Ltd | 移動防除機等の液体散布装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS572841A (en) | 1982-01-08 |
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