JPS6274024A - 冷延高強度鋼の製造法 - Google Patents
冷延高強度鋼の製造法Info
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- JPS6274024A JPS6274024A JP21113285A JP21113285A JPS6274024A JP S6274024 A JPS6274024 A JP S6274024A JP 21113285 A JP21113285 A JP 21113285A JP 21113285 A JP21113285 A JP 21113285A JP S6274024 A JPS6274024 A JP S6274024A
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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】
(発明の利用分野)
未発明は成形性のすぐれた冷延高強度鋼板の製造法に係
り、特にプレス成形性のすぐれた冷延高強度鋼板の低コ
ストで且つ容易な製造法に関する。
り、特にプレス成形性のすぐれた冷延高強度鋼板の低コ
ストで且つ容易な製造法に関する。
(従来技術)
近年、自動用鋼板は、自動車重体強度の向上および燃費
向丘のために、冷延高強度鋼板の採用が植極的に進めら
れている。
向丘のために、冷延高強度鋼板の採用が植極的に進めら
れている。
従来、冷延高強度鋼板は■固溶強化、■析出強化、およ
び、Δ)変態組織強化(Dual Phase)の強化
機構のいずれかの方法によって製造されている。連続焼
鈍技術の普及と箱焼鈍冷延高強度鋼板にくらべ低コスト
のため、変態組織強化による連続焼鈍冷延高強1■鋼板
が主流となっている。一般には変態組織強化型高強度鋼
板は低降伏比ですぐれた延性を示すとされている。しか
し、従来の変態組織強化型高強度鋼板は安定した変態組
織を得るためにはA1以」二のより高い温度で、長い保
持時間を必要とする。また、変態生成物(第2相)の分
散が不均一な場合が多い。
び、Δ)変態組織強化(Dual Phase)の強化
機構のいずれかの方法によって製造されている。連続焼
鈍技術の普及と箱焼鈍冷延高強度鋼板にくらべ低コスト
のため、変態組織強化による連続焼鈍冷延高強1■鋼板
が主流となっている。一般には変態組織強化型高強度鋼
板は低降伏比ですぐれた延性を示すとされている。しか
し、従来の変態組織強化型高強度鋼板は安定した変態組
織を得るためにはA1以」二のより高い温度で、長い保
持時間を必要とする。また、変態生成物(第2相)の分
散が不均一な場合が多い。
(発明の目的)
本発明の目的は、上記従来技術の難点を解消し、従来よ
り低い降伏比で延性のすぐれた冷延鋼板を、従来より容
易な熱処理条件で焼鈍することにより得ることができる
冷延高強度鋼板の製造法を提供することである。
り低い降伏比で延性のすぐれた冷延鋼板を、従来より容
易な熱処理条件で焼鈍することにより得ることができる
冷延高強度鋼板の製造法を提供することである。
(発明の概要)
本発明の上記のような問題を解決すべく、種々検討した
結果、冷延前の熱延鋼板組織をフェライトと低温生成物
(マルテンサ−(ト、ベーナイトまたはそのに合体)と
の混合組織にすることによって、従来の変yん組品強化
冷延高強度鋼板にくらべ、再結晶焼鈍温度の低温化と時
間短縮が可使となると同時に、低降伏比で延性のすぐれ
ていることを見出し、これに基いて構成したものである
。
結果、冷延前の熱延鋼板組織をフェライトと低温生成物
(マルテンサ−(ト、ベーナイトまたはそのに合体)と
の混合組織にすることによって、従来の変yん組品強化
冷延高強度鋼板にくらべ、再結晶焼鈍温度の低温化と時
間短縮が可使となると同時に、低降伏比で延性のすぐれ
ていることを見出し、これに基いて構成したものである
。
本発明の冷延高強度鋼板の製造法は、Cを0.02〜0
.3wt1 、 Siを0.0t 〜1.5wt.$
Mnを0.5〜3、Owt.X含み、残部がFeおよ
び不純物元素からなる鋼をA1点を越える温度で熱間圧
延した後、500℃以丁の温度で巻取り、マルテンサイ
トおよびベーナイトから選択した少なくとも一つの低温
生成物と7エラ、f l・どの混合組織をイー1し11
つ該低温生成物の面積率が50%以ドの熱延鋼板を得る
工程、該Mt鋼板を酸洗する上程、該酸洗の終了した該
熱延鋼板を30%以七ん間圧延する工程、該冷間圧延の
終rした冷延鋼板をA1点を越えA3点未満の温度で5
分間以fの再結晶焼鈍してから急冷する工程、および4
50℃以下の温度で過時効処理する工程を有するもので
ある。
.3wt1 、 Siを0.0t 〜1.5wt.$
Mnを0.5〜3、Owt.X含み、残部がFeおよ
び不純物元素からなる鋼をA1点を越える温度で熱間圧
延した後、500℃以丁の温度で巻取り、マルテンサイ
トおよびベーナイトから選択した少なくとも一つの低温
生成物と7エラ、f l・どの混合組織をイー1し11
つ該低温生成物の面積率が50%以ドの熱延鋼板を得る
工程、該Mt鋼板を酸洗する上程、該酸洗の終了した該
熱延鋼板を30%以七ん間圧延する工程、該冷間圧延の
終rした冷延鋼板をA1点を越えA3点未満の温度で5
分間以fの再結晶焼鈍してから急冷する工程、および4
50℃以下の温度で過時効処理する工程を有するもので
ある。
熱間圧延温度は、通常A3点以上とするが、α相とγ相
との混合領域すなわちA1点を越えA1点未満の温度で
もよい。
との混合領域すなわちA1点を越えA1点未満の温度で
もよい。
マルテンサイト組織を得るためには少なくとも0.02
wt.$の Cカ必要ff17)す、マタ、Cが0.3
0wt.$を越えると、第2相すなわち低温生成物の面
積率の確保が困難になり珪つスポット溶接性の低下を生
じ用途が限定される。
wt.$の Cカ必要ff17)す、マタ、Cが0.3
0wt.$を越えると、第2相すなわち低温生成物の面
積率の確保が困難になり珪つスポット溶接性の低下を生
じ用途が限定される。
Siは鋼板の強化元素として有効な元素であり、またα
相γ相との混合組織の温度域の幅を広げるのに有効な元
素である。0.01wt.$ 未満ではその効果が乏
しく、1..5wt4を越えるとγ相が生成しに〈〈な
り、いずれも好ましくない。
相γ相との混合組織の温度域の幅を広げるのに有効な元
素である。0.01wt.$ 未満ではその効果が乏
しく、1..5wt4を越えるとγ相が生成しに〈〈な
り、いずれも好ましくない。
Mnはγ相を安定化するとともに、冷却過程における低
温生成物の生成を容易にする元素であり、その効果を得
るためには、0.5wtJ−以−ヒを必要とし、また3
、Owt.!を越えると製鋼が困難となる傾向を生じる
。
温生成物の生成を容易にする元素であり、その効果を得
るためには、0.5wtJ−以−ヒを必要とし、また3
、Owt.!を越えると製鋼が困難となる傾向を生じる
。
以上、C、Si、Mnの限定理由を説明したが、さらに
、析出強化による強度向1.効果を目的としてTi、N
b、 Vを添加することもあり、この場合は、添加量が
I−記範囲未満であればその効果に乏しく、上記範囲を
越えれば再結晶温度が品〈なり冷延板の焼鈍温度を高く
する心霊を生じ不経済となり、いずれも好ましくない。
、析出強化による強度向1.効果を目的としてTi、N
b、 Vを添加することもあり、この場合は、添加量が
I−記範囲未満であればその効果に乏しく、上記範囲を
越えれば再結晶温度が品〈なり冷延板の焼鈍温度を高く
する心霊を生じ不経済となり、いずれも好ましくない。
また、Cr、 Moを添加すると焼入性が同トーするの
で、これらの元−Jeを添加する場合もあるが、添加:
I5.がL記範囲未満であればその効果に乏しく、に記
籟囲を越えればフェライト相が生じにくい客、熱間圧延
で所9!の組織を得ることが困難となり。
で、これらの元−Jeを添加する場合もあるが、添加:
I5.がL記範囲未満であればその効果に乏しく、に記
籟囲を越えればフェライト相が生じにくい客、熱間圧延
で所9!の組織を得ることが困難となり。
いずれも好ましくない。
なお、1−記不純物元素は、混入を避けることが川難な
ρ、S、At等の元素である。
ρ、S、At等の元素である。
L記のような組成の鋼は、たとえば、電気炉、転炉等に
よって溶製され、造塊と分塊あるいは連続鋳造によりス
テプとされる1次いで熱間圧延されるが、仕−1一温度
をAt点を越える温度すなわちA3点以上もしくはA1
点を越えA3点未満の温度とし、成分に適した冷却速度
で、第2相(低温生成物相)面積率が50$以下になる
ように冷却し、500℃以下の温度で巻取る。第2相面
積率が50tを越えると熱圧延強度が高くなり、冷間圧
速しにくいと同時に、低温生成物が生成しにくくなり、
かつ、冷延焼鈍後の延性が低下する0巻取温度は低温生
成物を生成させるためには500℃以下が必要である。
よって溶製され、造塊と分塊あるいは連続鋳造によりス
テプとされる1次いで熱間圧延されるが、仕−1一温度
をAt点を越える温度すなわちA3点以上もしくはA1
点を越えA3点未満の温度とし、成分に適した冷却速度
で、第2相(低温生成物相)面積率が50$以下になる
ように冷却し、500℃以下の温度で巻取る。第2相面
積率が50tを越えると熱圧延強度が高くなり、冷間圧
速しにくいと同時に、低温生成物が生成しにくくなり、
かつ、冷延焼鈍後の延性が低下する0巻取温度は低温生
成物を生成させるためには500℃以下が必要である。
f′8延コイルに酸洗後、冷間圧延されるが、再結晶さ
せるために冷延率30$1!hが必要である。
せるために冷延率30$1!hが必要である。
冷間圧延した後、冷延コイルは焼鈍温度がA1を越えA
1未満すなわちα+γ域で5分間以下の均熱を行なう。
1未満すなわちα+γ域で5分間以下の均熱を行なう。
A1点以下では、複合組織が得られない。A3以上では
熱延板組織が生かされない、均熱された鋼板はA1点を
越える温度より水焼入れロール冷却およびガス冷却する
が、これはオーステナイトをマルテンサイトに変態させ
るためである。
熱延板組織が生かされない、均熱された鋼板はA1点を
越える温度より水焼入れロール冷却およびガス冷却する
が、これはオーステナイトをマルテンサイトに変態させ
るためである。
冷却後は450℃以下の温度で過時効処理を行なう、こ
れはフェライト中に固溶されたCを析出させ、延性を改
善させる処理であるが、温度が高いとマルテンサイトが
焼戻され軟化するので、できるだけ温度は低いほうが望
ましい。
れはフェライト中に固溶されたCを析出させ、延性を改
善させる処理であるが、温度が高いとマルテンサイトが
焼戻され軟化するので、できるだけ温度は低いほうが望
ましい。
以」二、本発明の製造法における一般的な製造条件を限
定理由とともに説伊1したが、以下本発明の旦体的実施
例を述べることにする。
定理由とともに説伊1したが、以下本発明の旦体的実施
例を述べることにする。
(発明の実施例)
実施例1
第1表に示す各組成のスラブを1200°Cに加熱後、
880°Cで熱間圧延し、厚さ3,2■の熱延鋼板とし
た。巻取温度は600℃、 450℃、250℃の3種
類とした。熱延鋼板の組織は、巻取温度が600℃の場
合はフェライトとパーライト(以下Iとする)、450
℃の場合はフェライトとベーナイト(以下IIとする)
、 250℃の場合はフェライトとマルテンサイト(以
下■とする)の混合組織であり、E記■と■が本発明の
範囲に相当する。厚さ3.21のL記熱延鋼板を酸洗後
、冷間圧速して0.83■の厚さの冷延鋼板とした。
880°Cで熱間圧延し、厚さ3,2■の熱延鋼板とし
た。巻取温度は600℃、 450℃、250℃の3種
類とした。熱延鋼板の組織は、巻取温度が600℃の場
合はフェライトとパーライト(以下Iとする)、450
℃の場合はフェライトとベーナイト(以下IIとする)
、 250℃の場合はフェライトとマルテンサイト(以
下■とする)の混合組織であり、E記■と■が本発明の
範囲に相当する。厚さ3.21のL記熱延鋼板を酸洗後
、冷間圧速して0.83■の厚さの冷延鋼板とした。
」二足冷延鋼板のうち、第1表に示す、B、I。
J、に、L材について、30〜b
定温度に昇温後、直ちに水焼入れしてその組織を調へ、
フェライトuが50%になる再結晶温度Tを求めた。そ
の結果を第1図に示す、第1図の横軸のr、n、mはそ
れぞれ熱延鋼板の組織を示す上記符合であり、黒丸のデ
ータは本発明の範囲のもので、白丸のデータは熱延鋼板
がフェライトとパーライトの混合組織で本発明の範囲外
のものである。第1図より明らかなように、本発明によ
れば、冷延鋼板の再結晶焼鈍温度を低下せしめることが
可能であり、再結晶焼鈍の熱処理条件を容易なものとし
ている。
フェライトuが50%になる再結晶温度Tを求めた。そ
の結果を第1図に示す、第1図の横軸のr、n、mはそ
れぞれ熱延鋼板の組織を示す上記符合であり、黒丸のデ
ータは本発明の範囲のもので、白丸のデータは熱延鋼板
がフェライトとパーライトの混合組織で本発明の範囲外
のものである。第1図より明らかなように、本発明によ
れば、冷延鋼板の再結晶焼鈍温度を低下せしめることが
可能であり、再結晶焼鈍の熱処理条件を容易なものとし
ている。
つぎに、3.2mmから0.8+smの厚Sの冷間圧延
した上記冷延鋼板を、上記第1図の場合とは別に、75
0〜850℃で1.5分間加熱する再結晶焼鈍を行ない
、 700℃まで徐冷し、水焼入れした。これをさらに
、 250℃で4分間過時効処理した。このようにして
得られた冷延鋼板の引張試験を行ない、各材丑の引張強
さと降伏点の関係を第2図に、引張強さと全伸びの関係
を第3図に示した。
した上記冷延鋼板を、上記第1図の場合とは別に、75
0〜850℃で1.5分間加熱する再結晶焼鈍を行ない
、 700℃まで徐冷し、水焼入れした。これをさらに
、 250℃で4分間過時効処理した。このようにして
得られた冷延鋼板の引張試験を行ない、各材丑の引張強
さと降伏点の関係を第2図に、引張強さと全伸びの関係
を第3図に示した。
第2図、第3図において、黒丸のデータは熱延鋼振出m
n 、111(ツー丑Ikシマ17÷ソ什イト〉箇逗
春組織の場合、白丸のデータは熱延鋼板の組織がフェラ
イトとパーライトとの混合組織の場合であり、前者は本
発明に対応17、後者は本91ILWJ外のものである
。また、第2図における符合YRは降伏比を示す。第2
図より分るように、本究明の製造法により製造法により
製造した冷延鋼板は降伏比が適当に低くなっており、ま
た、第3図より明らかなように、本発明に従って製造さ
れた冷延鋼板は引Iシ強さを低下させずに全伸びを増加
させることができ、延性が改善されている。
n 、111(ツー丑Ikシマ17÷ソ什イト〉箇逗
春組織の場合、白丸のデータは熱延鋼板の組織がフェラ
イトとパーライトとの混合組織の場合であり、前者は本
発明に対応17、後者は本91ILWJ外のものである
。また、第2図における符合YRは降伏比を示す。第2
図より分るように、本究明の製造法により製造法により
製造した冷延鋼板は降伏比が適当に低くなっており、ま
た、第3図より明らかなように、本発明に従って製造さ
れた冷延鋼板は引Iシ強さを低下させずに全伸びを増加
させることができ、延性が改善されている。
さらに、過時効処理後の冷延鋼板の金属組織を調べたと
ころ1本発明に従って製造された材料は極めて均一なm
縄を有することが分った。
ころ1本発明に従って製造された材料は極めて均一なm
縄を有することが分った。
実施例2
熱間圧延温度を800℃とした以外は、上記実施例1と
同様にして、冷延鋼板を製造し検討を行なったところ、
上記実施例1とほぼ同様の結果が得られた。
同様にして、冷延鋼板を製造し検討を行なったところ、
上記実施例1とほぼ同様の結果が得られた。
(発明の効果)
未発明においては、熱延板組織をフェライトと低温生成
物との混合組織にすることによって、フェライトとパー
ライトとの混合組織にした材料の場合よりも、 ■ 再結晶温度が低(なると同時にγ化が容易に起るた
め、より低温でかつ短時間の低コスト焼鈍が回旋である
(例えば第1回) ■ 低降伏比で強度−延性バランスがすぐれている(例
えば第2図、第3図) ■ 冷延−焼銃後の組織が均一である。
物との混合組織にすることによって、フェライトとパー
ライトとの混合組織にした材料の場合よりも、 ■ 再結晶温度が低(なると同時にγ化が容易に起るた
め、より低温でかつ短時間の低コスト焼鈍が回旋である
(例えば第1回) ■ 低降伏比で強度−延性バランスがすぐれている(例
えば第2図、第3図) ■ 冷延−焼銃後の組織が均一である。
等の効果が得られる。
したがって、本発明によれば、低降伏比で延性のすぐれ
た冷延鋼板を、より容易な熱処理条件で製造することが
できる。
た冷延鋼板を、より容易な熱処理条件で製造することが
できる。
第1図は熱延鋼板の組織とこれを冷間圧延して得られた
冷延鋼板の11結晶温度との関係を示すグラフ、第2図
は冷延鋼板の引張強さと隨伏点の関係を示すグラフ、第
3図は冷延鋼板の引張強さと全伸びの関係を示すグラフ
である。 第2図 引張5毛こ (Kg f/mm”) 第3図
冷延鋼板の11結晶温度との関係を示すグラフ、第2図
は冷延鋼板の引張強さと隨伏点の関係を示すグラフ、第
3図は冷延鋼板の引張強さと全伸びの関係を示すグラフ
である。 第2図 引張5毛こ (Kg f/mm”) 第3図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Cを0.02〜0.30wt.%、Siを0.01
〜1.5wt.%、Mnを0.5〜3.0wt.%含み
、残部がFeおよび不純物元素からなる鋼を、A_1点
を越える温度で熱間圧延した後、500℃以下の温度で
巻取り、マルテンサイトおよびベーナイトから選択した
少なくとも一つの低温生成物とフェライトとの混合組織
を有し且つ該低温生成物の面積率が50%以下の熱延鋼
板を得る工程、該熱延鋼板を酸洗する工程、該酸洗の終
了した該熱延鋼板を30%以上冷間圧延する工程、該冷
間圧延の終了した冷延鋼板をA_1点を越えA_3点未
満の温度で5分間以下再結晶焼鈍してから急冷する工程
、および450℃以下の温度で過時効処理する工程を有
することを特徴とする冷延高強度鋼板の製造法。 2、上記熱間圧延の温度がA_3点以上である特許請求
の範囲第1項記載の冷延高強度鋼板の製造法。 3、上記熱間圧延の温度がA_1点を越えA_3点未満
である特許請求の範囲第1項記載の冷延高強度鋼板の製
造法。 4、上記鋼板がさらに、0.01〜0.2wt.%のT
i、0.01〜0.2wt.%のNb、0.01〜0.
02wt.%のV、0.1〜1.0wt.%のCrおよ
び0.1〜1.0wt.%のMoからなる群より選択し
た一または二以上の元素を含む特許請求の範囲第1項な
いし第3項記載のいずれかに冷延高強度鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21113285A JPS6274024A (ja) | 1985-09-26 | 1985-09-26 | 冷延高強度鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21113285A JPS6274024A (ja) | 1985-09-26 | 1985-09-26 | 冷延高強度鋼の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6274024A true JPS6274024A (ja) | 1987-04-04 |
Family
ID=16600914
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP21113285A Pending JPS6274024A (ja) | 1985-09-26 | 1985-09-26 | 冷延高強度鋼の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6274024A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62139821A (ja) * | 1985-12-11 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
US7371294B2 (en) * | 2004-02-02 | 2008-05-13 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet having outstanding elongation and superior stretch flange formability and method for production therof |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55158217A (en) * | 1979-05-30 | 1980-12-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of cold rolled steel plate of high lankford value |
JPS56133423A (en) * | 1980-03-24 | 1981-10-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of composite structure type high-tensile high-ductility steel plate |
JPS59133324A (ja) * | 1983-08-22 | 1984-07-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 |
-
1985
- 1985-09-26 JP JP21113285A patent/JPS6274024A/ja active Pending
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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