JPS6046166B2 - 焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS6046166B2 JPS6046166B2 JP55165315A JP16531580A JPS6046166B2 JP S6046166 B2 JPS6046166 B2 JP S6046166B2 JP 55165315 A JP55165315 A JP 55165315A JP 16531580 A JP16531580 A JP 16531580A JP S6046166 B2 JPS6046166 B2 JP S6046166B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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
- 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】
本発明は焼付硬化性を有する良加工性の冷延鋼板および
高強度冷延鋼板を製造する方法に関するものであ。
高強度冷延鋼板を製造する方法に関するものであ。
すなわち冷延鋼板が有する良加工性を維持せしめ、しか
も焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法の提
案を目的とするものである。近年、鋼の連続鋳造技術の
進歩により自動車用を代表例とする冷延鋼板は、従来の
リムド鋼よりプレス成形性がすぐれたアルミキルド鋼が
多用されるようになつた。
も焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法の提
案を目的とするものである。近年、鋼の連続鋳造技術の
進歩により自動車用を代表例とする冷延鋼板は、従来の
リムド鋼よりプレス成形性がすぐれたアルミキルド鋼が
多用されるようになつた。
ところでリムド鋼は、固溶窒素を含有しているために常
温時効性であるが、スキンバス圧延やレベラー加工等の
軽加工を与えた後、短時間のうちにプレス成形を行なえ
ばストレッチャーストレインを発生せず、塗装焼付の際
に窒素による歪時効が生じ、降状強度が増加するという
利点があつた。
温時効性であるが、スキンバス圧延やレベラー加工等の
軽加工を与えた後、短時間のうちにプレス成形を行なえ
ばストレッチャーストレインを発生せず、塗装焼付の際
に窒素による歪時効が生じ、降状強度が増加するという
利点があつた。
しかしアルミキルド鋼は深絞り性がすぐれて・いるもの
の窒素がアルミにより固定されているためこのような焼
付硬化性を示さない。プレス成形後の焼付硬化性は特に
自動車の外板に用いられた場合の耐デント性には好まし
い現象であり、深絞り性と焼付硬化性を兼ねそなえた冷
延銅板が強く要望されている。
の窒素がアルミにより固定されているためこのような焼
付硬化性を示さない。プレス成形後の焼付硬化性は特に
自動車の外板に用いられた場合の耐デント性には好まし
い現象であり、深絞り性と焼付硬化性を兼ねそなえた冷
延銅板が強く要望されている。
また自動車の軽量化と安全性の向上のために高張力銅板
の使用量が増加しつつあるが、板厚の減少に伴う耐デン
ト性を補うにはプレス成形前の降状強度が低くて焼付塗
装時に降状強度の増加する鋼板がやはり望まれる。
の使用量が増加しつつあるが、板厚の減少に伴う耐デン
ト性を補うにはプレス成形前の降状強度が低くて焼付塗
装時に降状強度の増加する鋼板がやはり望まれる。
プレス成形前の降状強度および焼付硬化性の観点からは
フェライト−マルテンサイトからなる複合組織鋼板は理
想的なものであるが、に値が１．０前後と低く、深絞り
性が劣り、適用し得るプレス成形部品が限定される。
フェライト−マルテンサイトからなる複合組織鋼板は理
想的なものであるが、に値が１．０前後と低く、深絞り
性が劣り、適用し得るプレス成形部品が限定される。
一方に値が高く焼付硬化性を有する鋼板としては燐添加
によつて強化したアルミキルド鋼をオーブンコイル焼鈍
し、焼鈍後の冷却速度が大きいことを利用して固溶炭素
を残留させて歪時効性を付与する方法、あるいはタイト
コイル焼鈍を高温で実施して炭化物を粗大化させて固溶
炭素の析出を妨けることにより固溶炭素を残留させ、焼
付硬化性を付与する方法が提案されている。
によつて強化したアルミキルド鋼をオーブンコイル焼鈍
し、焼鈍後の冷却速度が大きいことを利用して固溶炭素
を残留させて歪時効性を付与する方法、あるいはタイト
コイル焼鈍を高温で実施して炭化物を粗大化させて固溶
炭素の析出を妨けることにより固溶炭素を残留させ、焼
付硬化性を付与する方法が提案されている。
しかし、これらのうち前者はオープンコイルに巻直し、
さらに焼鈍後タイトコイル焼鈍に巻き直す工程を要する
こと、また後者は高温焼鈍のためコイル層間の密着と焼
鈍炉内の内側カバー（レトルト）の変形が避けられず、
ともに製造コストの大幅な上昇が避けられない。本発明
は、前述のような当該技術分野の要望に応え、従来焼付
硬化性を有する冷延鋼板のもつ欠点を克服した焼付硬化
性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法を提供すること
を目的とするもので、前記特許請求の範囲に記載の方法
によつて、上記目的を達成するｉこ至つたのである。
さらに焼鈍後タイトコイル焼鈍に巻き直す工程を要する
こと、また後者は高温焼鈍のためコイル層間の密着と焼
鈍炉内の内側カバー（レトルト）の変形が避けられず、
ともに製造コストの大幅な上昇が避けられない。本発明
は、前述のような当該技術分野の要望に応え、従来焼付
硬化性を有する冷延鋼板のもつ欠点を克服した焼付硬化
性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法を提供すること
を目的とするもので、前記特許請求の範囲に記載の方法
によつて、上記目的を達成するｉこ至つたのである。
本発明の骨子とするところは、ＣＯ．ＯＯｌ〜０．０１
０Ｗｔ％、Ｍｎｌ．Ｏｗｔ％以下、Ｓｉｌ．２Ｗｔ％以
下、ＰＯ．ｌＷｔ％以下、ＳＯ．Ｏ？ｔ％以下、ＮＯ．
ＯｌＷｔ％以下、および有効ＴｌＷｔ％〉０かつ、４ｃ
Ｗｔ％−０．０１５〈有効Ｔｉｗｔ％〈４ｃＷｔ％＋０
．０５（但し有効Ｔｉｗｔ．％＝全Ｔｉｗｔ％−４８／
１４ＮＷｔ％−４８／３２ｓＷｔ％とする）を含有する
冷延鋼板を連続焼鈍法により、８５０゜Ｃ以上、９５０
゜Ｃ以下、かつ８５０゜Ｃ＋７０／０．０５（有効Ｔ１
計％−４ｃＷｔ．％）以上、９５００Ｃ＋１００／０．
０１５（有効ＴｌＷｔ％−４ｃＸＶｔ．％）以下の温度
に１０ｓｅｃ〜５ｍｉｎ加熱後、８５０′Ｃか５００′
Ｃまで山温度範囲を、．１００Ｃ／Ｓｅｃ〜１０００Ｃ
／Ｓｅｃの冷却速度て冷却することにある。
０Ｗｔ％、Ｍｎｌ．Ｏｗｔ％以下、Ｓｉｌ．２Ｗｔ％以
下、ＰＯ．ｌＷｔ％以下、ＳＯ．Ｏ？ｔ％以下、ＮＯ．
ＯｌＷｔ％以下、および有効ＴｌＷｔ％〉０かつ、４ｃ
Ｗｔ％−０．０１５〈有効Ｔｉｗｔ％〈４ｃＷｔ％＋０
．０５（但し有効Ｔｉｗｔ．％＝全Ｔｉｗｔ％−４８／
１４ＮＷｔ％−４８／３２ｓＷｔ％とする）を含有する
冷延鋼板を連続焼鈍法により、８５０゜Ｃ以上、９５０
゜Ｃ以下、かつ８５０゜Ｃ＋７０／０．０５（有効Ｔ１
計％−４ｃＷｔ．％）以上、９５００Ｃ＋１００／０．
０１５（有効ＴｌＷｔ％−４ｃＸＶｔ．％）以下の温度
に１０ｓｅｃ〜５ｍｉｎ加熱後、８５０′Ｃか５００′
Ｃまで山温度範囲を、．１００Ｃ／Ｓｅｃ〜１０００Ｃ
／Ｓｅｃの冷却速度て冷却することにある。
すなわち本発明は鋼中Ｃ量に対し、Ｔ１含有量を本発明
により限定される範囲で添加した冷延鋼板を、本発明に
より限定される温度範囲で焼鈍後、特定の速度て急冷す
ることにより常温非時効で、かつ焼付硬化性を有すると
ともに〒値１．８以上の冷延鋼板が製造し得るという知
見に基づくものである。一般に極低炭素鋼に炭化物形成
元素を添加して、固溶炭素を低減した鋼に、強化元素と
してＰなどを添加すると２次加工の際、脆性を起すが、
本発明の方法による鋼板はこのような欠点を有しない。
により限定される範囲で添加した冷延鋼板を、本発明に
より限定される温度範囲で焼鈍後、特定の速度て急冷す
ることにより常温非時効で、かつ焼付硬化性を有すると
ともに〒値１．８以上の冷延鋼板が製造し得るという知
見に基づくものである。一般に極低炭素鋼に炭化物形成
元素を添加して、固溶炭素を低減した鋼に、強化元素と
してＰなどを添加すると２次加工の際、脆性を起すが、
本発明の方法による鋼板はこのような欠点を有しない。
このようなすぐれた特性を示す機構は未だ明らかではな
いが、再結晶時には（１１１）集合組織の発達を阻害す
るほどの固溶Ｃが存在せず、再結晶後ＴｉＣが溶解し、
固溶Ｃが増加して、焼付硬化性を付与すると同時に、粒
界に偏析したＣがＰなどの粒界偏析を妨け、粒界の脆化
を防止すると考えられる。
いが、再結晶時には（１１１）集合組織の発達を阻害す
るほどの固溶Ｃが存在せず、再結晶後ＴｉＣが溶解し、
固溶Ｃが増加して、焼付硬化性を付与すると同時に、粒
界に偏析したＣがＰなどの粒界偏析を妨け、粒界の脆化
を防止すると考えられる。
本発明の鋼成分の限定理由、および焼鈍条件の限定理由
について以下説明する。
について以下説明する。
Ｃは焼付硬化性を付与するために必要な元素である。
しかしＣ量の増加とともに伸び、〒値が劣化する。この
ため、下限を０．００１Ｗｔ％とし上限を０．０１Ｗｔ
％とする。Ｓ１とＭｎは高強度冷延鋼板として必要とさ
れる強度を得るために添加される。しかし添加量の増加
とともに伸び、〒値が低下しまた化成処理性等を劣化さ
せるので、その上限をそれぞれ１．２Ｗｔ％および１．
０Ｗｔ％とする。ＰもＭｎおよびＳ１とともに鋼板の強
度を高め、さらに、本発明で限定されるＣおよびＴｊ含
有量の範囲では、〒値を劣化させることが最も小さい元
素である。しかし、０．１Ｗｔ％以上のＰの添加は伸び
を劣化させ、かつスポット溶接性不良の原因となるので
上限を０．１Ｗｔ％とする。ＳおよびＮは鋼板を脆化せ
しめる有害な元素であるが、Ｔｉが添加することにより
その影響はなくなる。しかし、ＮあるいはＳの含有量が
高いと、必要なＴｉ添加量が増加し、コスト上昇の原因
となり、また鋼中に析出するＴＩＮ，ＴｌＳ量が増し伸
びが低下すろので、Ｎは０．０１Ｗｔ％以下、Ｓは０．
０２Ｗｔ％以下とする必要があξる。Ｔｉは本発明にお
いて最も重要な添加元素である。
ため、下限を０．００１Ｗｔ％とし上限を０．０１Ｗｔ
％とする。Ｓ１とＭｎは高強度冷延鋼板として必要とさ
れる強度を得るために添加される。しかし添加量の増加
とともに伸び、〒値が低下しまた化成処理性等を劣化さ
せるので、その上限をそれぞれ１．２Ｗｔ％および１．
０Ｗｔ％とする。ＰもＭｎおよびＳ１とともに鋼板の強
度を高め、さらに、本発明で限定されるＣおよびＴｊ含
有量の範囲では、〒値を劣化させることが最も小さい元
素である。しかし、０．１Ｗｔ％以上のＰの添加は伸び
を劣化させ、かつスポット溶接性不良の原因となるので
上限を０．１Ｗｔ％とする。ＳおよびＮは鋼板を脆化せ
しめる有害な元素であるが、Ｔｉが添加することにより
その影響はなくなる。しかし、ＮあるいはＳの含有量が
高いと、必要なＴｉ添加量が増加し、コスト上昇の原因
となり、また鋼中に析出するＴＩＮ，ＴｌＳ量が増し伸
びが低下すろので、Ｎは０．０１Ｗｔ％以下、Ｓは０．
０２Ｗｔ％以下とする必要があξる。Ｔｉは本発明にお
いて最も重要な添加元素である。
すなわちＴｉを本発明により限定される範囲て添加し、
かつ再結晶焼鈍を本発明による条件で行うことにより高
〒値、高延性が得られるととも・に、常温非時効てかつ
焼付硬化性を有する鋼板を製造することが出来る。Ｓ，
Ｎの材質への悪影響を防ぐために有効Ｔｉ＞Ｏであるこ
とが必要である。さらに、Ｔｉ添加量が有効Ｔｉとして
、４ｃ（ｗｔ％）−０．０１５以下では鋼板の材質が常
温て時効性ノ劣化するため、その下限を有効Ｔｉｗｔ％
〉４ｃＷｔ％−０，０１５と定める。また有効ＴｌＷｔ
％〉４ｃＷｔ％＋０．０５の有効Ｔｉを含有する場合、
高〒値が得られる温度範囲の焼鈍温度では十分な焼付硬
化性が得られないので、その上限を有効Ｔｉ〈４ｃ（ｗ
ｔ％）＋０．０５とする。以上のような組成範囲の鋼を
加熱焼鈍した場合、９５０゜Ｃ以上の温度に加熱すると
７値が著しく劣化し、また８５０℃以下の温度に加熱す
ると、十分な焼付硬化性が得られないので、焼鈍温度を
８５０゜Ｃ以上、９５０℃以下とする。
かつ再結晶焼鈍を本発明による条件で行うことにより高
〒値、高延性が得られるととも・に、常温非時効てかつ
焼付硬化性を有する鋼板を製造することが出来る。Ｓ，
Ｎの材質への悪影響を防ぐために有効Ｔｉ＞Ｏであるこ
とが必要である。さらに、Ｔｉ添加量が有効Ｔｉとして
、４ｃ（ｗｔ％）−０．０１５以下では鋼板の材質が常
温て時効性ノ劣化するため、その下限を有効Ｔｉｗｔ％
〉４ｃＷｔ％−０，０１５と定める。また有効ＴｌＷｔ
％〉４ｃＷｔ％＋０．０５の有効Ｔｉを含有する場合、
高〒値が得られる温度範囲の焼鈍温度では十分な焼付硬
化性が得られないので、その上限を有効Ｔｉ〈４ｃ（ｗ
ｔ％）＋０．０５とする。以上のような組成範囲の鋼を
加熱焼鈍した場合、９５０゜Ｃ以上の温度に加熱すると
７値が著しく劣化し、また８５０℃以下の温度に加熱す
ると、十分な焼付硬化性が得られないので、焼鈍温度を
８５０゜Ｃ以上、９５０℃以下とする。
さらに常温非時効性てかつ焼付硬化性を有する銅板を得
るための加熱温度の範囲は、Ｔｉ含有量とともに変動す
る。すなわち有効Ｔ１（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％）〈０
の場合には９５００Ｃ＋１００／０．０１５（有効Ｔｉ
（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％））以上の温度に加熱すると
常温で時効劣化を起す。一方、有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４
Ｃ（Ｗｔ％）〉０の場合８５０℃＋７０／０．０５×（
有効Ｔｉ（ｗｔ％）一４ｃ（ｗｔ％））以下の温度で十
分な焼付硬化性が得られない。以上のことから焼鈍温度
を８５０℃以上９５０゜Ｃ以下てかつ、８５０℃＋７０
／０．０５×（有効Ｔ１（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％））
以上または９５０゜Ｃ＋１００／０．０１５×（有効Ｔ
１（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％））以下とする。上記温度
範囲に加熱すれば特に保持する必要はないが、１（ト）
Ｅｃ以上保持することにより鋼板の材質が均質化する。
るための加熱温度の範囲は、Ｔｉ含有量とともに変動す
る。すなわち有効Ｔ１（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％）〈０
の場合には９５００Ｃ＋１００／０．０１５（有効Ｔｉ
（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％））以上の温度に加熱すると
常温で時効劣化を起す。一方、有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４
Ｃ（Ｗｔ％）〉０の場合８５０℃＋７０／０．０５×（
有効Ｔｉ（ｗｔ％）一４ｃ（ｗｔ％））以下の温度で十
分な焼付硬化性が得られない。以上のことから焼鈍温度
を８５０℃以上９５０゜Ｃ以下てかつ、８５０℃＋７０
／０．０５×（有効Ｔ１（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％））
以上または９５０゜Ｃ＋１００／０．０１５×（有効Ｔ
１（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％））以下とする。上記温度
範囲に加熱すれば特に保持する必要はないが、１（ト）
Ｅｃ以上保持することにより鋼板の材質が均質化する。
一方５分以上保持することは生産効率を低下せしめるの
で、保持時間を１０ｓｅｃ以上５分以下に限定する。加
熱後の冷却で１０℃／Ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する
と十分な焼付硬化性が失われ、二次加工脆性を起す危険
がある。
で、保持時間を１０ｓｅｃ以上５分以下に限定する。加
熱後の冷却で１０℃／Ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する
と十分な焼付硬化性が失われ、二次加工脆性を起す危険
がある。
冷却速度は１０℃／Ｓｅｃ以上必要であり、２５るＣ／
Ｓｅｃ以上が好適である。１００゜Ｃ／Ｓｅｃ以上の高
速冷却を行つても、もはや焼付硬化性は向上しないがミ
スト冷却や水冷法の高速冷却設備を利用することは一向
に差支えない。
Ｓｅｃ以上が好適である。１００゜Ｃ／Ｓｅｃ以上の高
速冷却を行つても、もはや焼付硬化性は向上しないがミ
スト冷却や水冷法の高速冷却設備を利用することは一向
に差支えない。
なお、冷却に際しては焼鈍後直ちに急冷を開始する必要
はなく、また室温まで急冷する必要はない。８５０゜Ｃ
〜５００゜Ｃの温度域を上記で急冷すれは焼付硬化性が
確保できる。
はなく、また室温まで急冷する必要はない。８５０゜Ｃ
〜５００゜Ｃの温度域を上記で急冷すれは焼付硬化性が
確保できる。
次に本発明を実験に基づき詳細に説明する。
上記表１に示す組成の鋼を真空溶解で溶製し、熱間圧延
および冷間圧延により板厚０．６Ｔｒ＄ｌの冷延鋼板と
した後８３０゜Ｃ〜９８０′Ｃの種々の温度て２分間焼
鈍し、３０′Ｃ／Ｓｅｃで冷却後０．６％のスキンバス
圧延を施し、時効性、焼付硬化性および〒値を調べた。
第１図に常温非時効でかつ４ｋ９／ｉ以上の焼付硬化性
が得られる有効Ｔｉおよび加熱温度の範囲を示す。図中
黒丸は３０′Ｃで３０計間保持後引張試験をした時降状
伸ひが現われたものを示し、白丸フは降状伸びのなかつ
たものを示す。また図中の数字は２％の予歪を引張変形
により与えた後、１７０℃，２０ｒｎｊｎの熱処理を施
し、再度引張試験を行なった際の降状応力と熱処理前の
変形応力の差である。以後の実験において常温時効性お
よび焼付硬化性は同様の方法により調べた。有効Ｔｉ（
ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％）く０の鋼を、９５０ｉＣ＋１
００／０．０１５（有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％
））以上の温度で焼鈍した時には降状伸びが現われ常温
非時効とはならない。
および冷間圧延により板厚０．６Ｔｒ＄ｌの冷延鋼板と
した後８３０゜Ｃ〜９８０′Ｃの種々の温度て２分間焼
鈍し、３０′Ｃ／Ｓｅｃで冷却後０．６％のスキンバス
圧延を施し、時効性、焼付硬化性および〒値を調べた。
第１図に常温非時効でかつ４ｋ９／ｉ以上の焼付硬化性
が得られる有効Ｔｉおよび加熱温度の範囲を示す。図中
黒丸は３０′Ｃで３０計間保持後引張試験をした時降状
伸ひが現われたものを示し、白丸フは降状伸びのなかつ
たものを示す。また図中の数字は２％の予歪を引張変形
により与えた後、１７０℃，２０ｒｎｊｎの熱処理を施
し、再度引張試験を行なった際の降状応力と熱処理前の
変形応力の差である。以後の実験において常温時効性お
よび焼付硬化性は同様の方法により調べた。有効Ｔｉ（
ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％）く０の鋼を、９５０ｉＣ＋１
００／０．０１５（有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％
））以上の温度で焼鈍した時には降状伸びが現われ常温
非時効とはならない。
また、有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％）〉０の鋼を
、８５０℃＋７０／０．０５（有効ＴＩ（ｗｔ％）−４
Ｃ（Ｗｔ％））以下の温度で焼鈍した場合、熱処理後の
変形応力の上昇は４ｋ９／ｉ以下となり十分な焼付硬化
性が得られない。さらに有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗ
ｔ％）く−０．０１５の範囲では、いかなる温度て焼鈍
しても常温非時効とはならず、逆に有効Ｔｉ（ｗｔ％）
−４Ｃ（Ｗｔ％）〉０．０５の範囲では４ｋ９／ｉ以上
の焼付硬化性を得るためには９５０゜Ｃ以上の焼鈍温度
とする必要があることがわかる。
、８５０℃＋７０／０．０５（有効ＴＩ（ｗｔ％）−４
Ｃ（Ｗｔ％））以下の温度で焼鈍した場合、熱処理後の
変形応力の上昇は４ｋ９／ｉ以下となり十分な焼付硬化
性が得られない。さらに有効Ｔｉ（ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗ
ｔ％）く−０．０１５の範囲では、いかなる温度て焼鈍
しても常温非時効とはならず、逆に有効Ｔｉ（ｗｔ％）
−４Ｃ（Ｗｔ％）〉０．０５の範囲では４ｋ９／ｉ以上
の焼付硬化性を得るためには９５０゜Ｃ以上の焼鈍温度
とする必要があることがわかる。
第２図にこれら鋼板の焼鈍温度による〒値の変化を示す
。
。
８３０℃〜９５０℃の焼鈍温度では鋼種間にばらつきは
みられるものの一部を除いてはすべて〒〉１．８となつ
ている。
みられるものの一部を除いてはすべて〒〉１．８となつ
ている。
しかし焼鈍温度が９８０℃の場合〒値は著しく劣化し、
すべて〒が１．２〜１．３程度となる。したがつて高７
値を得るためには焼鈍温度を９５０℃以下とすることが
必要である。次にこれらの鋼板のうちＮＯ．２，５，８
および１２を例に゜とり、Ｃ量による〒値の変化を焼鈍
温度別に第３図に示す。いずれの焼鈍温度でも、Ｃ量の
増加とともに〒値は漸減する。この結果、安定して〒〉
１．８の鋼板を得るためには、Ｃ＜０．０１Ｗｔ％とす
る必要がある。上記表２に示す組成の鋼を真空溶解によ
り溶製し熱間圧延および冷間圧延により板厚０．６７Ｔ
０！ｌの冷延鋼板とし、８９０′Ｃ−２ｒｎｉｎの焼鈍
を施した後、冷３却速度３０′Ｃ／Ｓｅｃで冷却した。
すべて〒が１．２〜１．３程度となる。したがつて高７
値を得るためには焼鈍温度を９５０℃以下とすることが
必要である。次にこれらの鋼板のうちＮＯ．２，５，８
および１２を例に゜とり、Ｃ量による〒値の変化を焼鈍
温度別に第３図に示す。いずれの焼鈍温度でも、Ｃ量の
増加とともに〒値は漸減する。この結果、安定して〒〉
１．８の鋼板を得るためには、Ｃ＜０．０１Ｗｔ％とす
る必要がある。上記表２に示す組成の鋼を真空溶解によ
り溶製し熱間圧延および冷間圧延により板厚０．６７Ｔ
０！ｌの冷延鋼板とし、８９０′Ｃ−２ｒｎｉｎの焼鈍
を施した後、冷３却速度３０′Ｃ／Ｓｅｃで冷却した。
０．６％のスキンバス圧延後、引張試験を行ない、さら
に〒値、焼付硬化性および円筒カップに成形後落重試験
を行ない、二次加工脆性を調べた。
に〒値、焼付硬化性および円筒カップに成形後落重試験
を行ない、二次加工脆性を調べた。
結果をまとめて表３に示す。Ｐを約０．１２Ｗｔ％含有
するＮＯ．ｌ６の鋼板は、二次加工脆性が起る傾向を示
している。
するＮＯ．ｌ６の鋼板は、二次加工脆性が起る傾向を示
している。
またＰ＞０．１０Ｗｔ％の範囲では、スポット溶接性が
劣化することが知られてるので、Ｐ含有量は０．０４Ｗ
ｔ％〜０．１Ｗｔ％とする必要がある。Ｐによる固溶強
化が不足し、必要とされる強度が得られない場合Ｓｉま
たはＭｎを添加することが有効であるが、１．１７ｗｔ
％Ｍｎあるいは１．５Ｗｔ％Ｓｊを含有するＮＯ，ｌＳ
ＮＯ．２２の鋼板の〒値は１．８以下となり、Ｓｉ〉１
．２ｗｔ％、Ｍｎ〉１．０Ｗｔ％では高〒値が得られな
い。次に実施例について述べる。
劣化することが知られてるので、Ｐ含有量は０．０４Ｗ
ｔ％〜０．１Ｗｔ％とする必要がある。Ｐによる固溶強
化が不足し、必要とされる強度が得られない場合Ｓｉま
たはＭｎを添加することが有効であるが、１．１７ｗｔ
％Ｍｎあるいは１．５Ｗｔ％Ｓｊを含有するＮＯ，ｌＳ
ＮＯ．２２の鋼板の〒値は１．８以下となり、Ｓｉ〉１
．２ｗｔ％、Ｍｎ〉１．０Ｗｔ％では高〒値が得られな
い。次に実施例について述べる。
上記表４に示す組成の鋼スラブを仕上温度８８０℃て熱
間圧延し板厚２．６？の熱延板とし５８０゜Ｃで巻取つ
て酸洗により脱スケール後、冷間圧延により板厚０．７
ＷＬの冷延板とし９００℃２分、冷却速度２０゜Ｃ／Ｓ
ｅｃで焼鈍し０．６％のスキンバス圧延を施した後、そ
の材質を調べた。
間圧延し板厚２．６？の熱延板とし５８０゜Ｃで巻取つ
て酸洗により脱スケール後、冷間圧延により板厚０．７
ＷＬの冷延板とし９００℃２分、冷却速度２０゜Ｃ／Ｓ
ｅｃで焼鈍し０．６％のスキンバス圧延を施した後、そ
の材質を調べた。
結果を表５に示す。本発明に従い製造されたＡ，Ｃ，Ｄ
，ＥおよびＦ鋼板は１．？上の高い７値を有するととも
に常温非時効であり、かつ、４ｋｇ／Ｔｐｉ．以上の高
い焼付硬化性を示す。したがつて、すぐれたブレス成形
性を示すとともに、焼付塗装後には優れた耐デント性を
示す特性を有し、このような焼付硬化性を有する良加工
性冷延鋼板は多様な自動車部品に使用することが出来る
。
，ＥおよびＦ鋼板は１．？上の高い７値を有するととも
に常温非時効であり、かつ、４ｋｇ／Ｔｐｉ．以上の高
い焼付硬化性を示す。したがつて、すぐれたブレス成形
性を示すとともに、焼付塗装後には優れた耐デント性を
示す特性を有し、このような焼付硬化性を有する良加工
性冷延鋼板は多様な自動車部品に使用することが出来る
。
従つて自動車用鋼板の板厚削減を容易ならしめ車体軽量
化への寄与は大きく、その工業的価値は大きい。
化への寄与は大きく、その工業的価値は大きい。
第１図はＴｌ含有量と焼鈍温度との関係を示し斜線内が
適正焼鈍温度の範囲を示す図面、第２図は焼鈍温度によ
る〒値の変化を示す図面、第３図は鋼中Ｃ量による〒値
の変化を示す図面である。
適正焼鈍温度の範囲を示す図面、第２図は焼鈍温度によ
る〒値の変化を示す図面、第３図は鋼中Ｃ量による〒値
の変化を示す図面である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．００１〜０．０１０Ｗｔ％、Ｍｎ：１．０
Ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．２Ｗｔ％以下、Ｐ：０．１Ｗｔ
％以下、Ｓ：０．０２Ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１Ｗｔ％
以下および有効Ｔｉを有効ＴｉＷｔ％＞０かつ、４Ｃ（
Ｗｔ％）−０．０１５＜有効Ｔｉ（Ｗｔ％）＜４Ｃ（Ｗ
ｔ％）＋０．０５の範囲で含有する冷延鋼板を、連続焼
鈍法により８５０℃以上９５０℃以下で、かつ８５０℃
＋７０／０．０５｛有効Ｔｉ（Ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％
）｝以上または９５０℃＋１００／０．０１５｛有効Ｔ
ｉ（Ｗｔ％）−４Ｃ（Ｗｔ％）｝以下の温度で１０ｓｅ
ｃ−５ｍｉｎ加熱し、少なくとも８５０℃〜５００℃の
温度域を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急速冷却する
ことを特徴とする焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板
の製造方法但し 有効Ｔｉ（Ｗｔ％）＝全Ｔｉ（Ｗｔ％）−４８／１４Ｎ
（Ｗｔ％）−４８／３２Ｓ（Ｗｔ％）とする。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55165315A JPS6046166B2 (ja) | 1980-11-26 | 1980-11-26 | 焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法 |
| DE8181903083T DE3176032D1 (en) | 1980-11-26 | 1981-11-21 | Method of manufacturing thin steel plate for drawing with baking curability |
| PCT/JP1981/000353 WO1982001893A1 (en) | 1980-11-26 | 1981-11-21 | Method of manufacturing thin steel plate for drawing with baking curability |
| EP81903083A EP0067878B1 (en) | 1980-11-26 | 1981-11-21 | Method of manufacturing thin steel plate for drawing with baking curability |
| US06/709,982 US4589931A (en) | 1980-11-26 | 1981-11-21 | Method of producing a thin steel sheet having baking hardenability and adapted for drawing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55165315A JPS6046166B2 (ja) | 1980-11-26 | 1980-11-26 | 焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5789437A JPS5789437A (en) | 1982-06-03 |
| JPS6046166B2 true JPS6046166B2 (ja) | 1985-10-15 |
Family
ID=15809990
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55165315A Expired JPS6046166B2 (ja) | 1980-11-26 | 1980-11-26 | 焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4589931A (ja) |
| EP (1) | EP0067878B1 (ja) |
| JP (1) | JPS6046166B2 (ja) |
| WO (1) | WO1982001893A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999055922A1 (en) * | 1998-04-27 | 1999-11-04 | Nkk Corporation | Method of manufacturing cold rolled steel sheet excellent in resistance to natural aging and panel properties |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5967322A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| US4504326A (en) * | 1982-10-08 | 1985-03-12 | Nippon Steel Corporation | Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability |
| JPS59177327A (ja) * | 1983-03-25 | 1984-10-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス加工用冷延鋼板の製造法 |
| CA1259827A (en) * | 1984-07-17 | 1989-09-26 | Mitsumasa Kurosawa | Cold-rolled steel sheets and a method of manufacturing the same |
| US4861390A (en) * | 1985-03-06 | 1989-08-29 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing formable as-rolled thin steel sheets |
| JPS6383230A (ja) * | 1986-09-27 | 1988-04-13 | Nkk Corp | 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JP4177478B2 (ja) * | 1998-04-27 | 2008-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| US6143100A (en) * | 1998-09-29 | 2000-11-07 | National Steel Corporation | Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method of producing same |
| JP4585138B2 (ja) * | 2001-04-17 | 2010-11-24 | 新日本製鐵株式会社 | 遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板 |
| JP5127444B2 (ja) * | 2004-03-25 | 2013-01-23 | ポスコ | 高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板及びその製造方法 |
| BRPI0607057B1 (pt) * | 2005-02-10 | 2016-09-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | chapa de aço revestida de alumínio fundido |
| EP2492363B1 (en) | 2005-09-23 | 2013-11-27 | Posco | Bake-hardenable cold rolled steel sheet with superior strength and method for manufacturing the cold rolled steel sheet |
| KR101105040B1 (ko) | 2008-06-23 | 2012-01-16 | 주식회사 포스코 | 표면특성 및 내2차 가공취성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법 |
| KR102381829B1 (ko) | 2020-09-24 | 2022-04-01 | 주식회사 포스코 | 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
| KR102468037B1 (ko) | 2020-11-05 | 2022-11-17 | 주식회사 포스코 | 소부 경화성 및 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1176863A (en) * | 1966-02-17 | 1970-01-07 | Yawata Iron & Steel Co | Process for the production of Cold-Rolled Steel Sheets having Excellent Press Workability |
| US3857740A (en) * | 1972-07-11 | 1974-12-31 | Nippon Steel Corp | Precipitation hardening high strength cold rolled steel sheet and method for producing same |
| JPS5231992B2 (ja) * | 1973-07-16 | 1977-08-18 | ||
| JPS5722974B2 (ja) * | 1975-01-28 | 1982-05-15 | ||
| JPS54104417A (en) * | 1978-02-06 | 1979-08-16 | Kobe Steel Ltd | Cold rolled steel sheet with superior surface properties and deep drawability |
| JPS54107419A (en) * | 1978-02-09 | 1979-08-23 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled killed steel plate with baking hardenability |
| JPS54107420A (en) * | 1978-02-09 | 1979-08-23 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled steel plate with baking hardenability |
| JPS6044376B2 (ja) * | 1978-10-21 | 1985-10-03 | 新日本製鐵株式会社 | 非時効性で、かつ深絞り加工性の優れた連続熱処理による冷延鋼板の製造方法 |
-
1980
- 1980-11-26 JP JP55165315A patent/JPS6046166B2/ja not_active Expired
-
1981
- 1981-11-21 EP EP81903083A patent/EP0067878B1/en not_active Expired
- 1981-11-21 WO PCT/JP1981/000353 patent/WO1982001893A1/ja not_active Ceased
- 1981-11-21 US US06/709,982 patent/US4589931A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999055922A1 (en) * | 1998-04-27 | 1999-11-04 | Nkk Corporation | Method of manufacturing cold rolled steel sheet excellent in resistance to natural aging and panel properties |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0067878A1 (en) | 1982-12-29 |
| JPS5789437A (en) | 1982-06-03 |
| US4589931A (en) | 1986-05-20 |
| EP0067878B1 (en) | 1987-03-25 |
| WO1982001893A1 (en) | 1982-06-10 |
| EP0067878A4 (en) | 1984-01-09 |
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