WO1980000456A1 - Process for producing high-strength cold-rolled steel plate for press working - Google Patents

Process for producing high-strength cold-rolled steel plate for press working Download PDF

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WO1980000456A1
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A Okamoto
M Takahashi
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A Okamoto
M Takahashi
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    • 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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    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
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    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a press formability as good as that of a normal drawn steel sheet.
  • the climbing skin has a wide variety of shapes depending on the type of vehicle and its mounting position, but most of them are only processed according to the degree of shading.], The shape after processing is very important. is there.
  • the present inventors have conducted various studies to solve such a problem.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a cold-rolled steel sheet having the above characteristics.
  • the workability and shape deteriorate when the strength becomes high0.
  • the workability and shape are the same as ordinary cold-rolled steel sheets, and the strength is high. It is possible to obtain cold-rolled steel sheets with good properties, which can greatly contribute to increasing the amount of stalks in automobiles.
  • Dent resistance refers to 5 properties that do not leave dents (permanent deformation) when an external force is applied to a press-formed product. : -In the present invention, C 0.005 to 0.080 ⁇ 3 ⁇ 4, Si : 0.5 ⁇ or less, ⁇ 1. ⁇ to 3.5%, S. £ j £ 0.D2 ⁇ [! . ⁇ ⁇ - ⁇ 0.005 to • 0.020%, heat of steel consisting of balance and unavoidable impurities
  • the winding after hot rolling is performed at a temperature of 0.000 C or less. Also, 5 temper rolling does not need to be performed for every When performing temper rolling, it is desirable that the elongation be 0.5 mm or less.
  • the gist of the present invention is that in the production of a steel sheet having a low yield ratio, which can be obtained from high steel, by optimizing the So. content, the ⁇ content and, if necessary, the winding temperature during hot rolling, In the annealing process after cold rolling, the number of recrystallized nuclei is limited, the crystal grains are enlarged, and the crystals with ⁇ 111 ⁇ orientation parallel to the plate surface grow by recrystallization.
  • the purpose is to increase the r-value of the steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet with a yield ratio of 0.00 or less and an r-value of 1.2 or more.
  • FIG. 1 is a micrograph (X500) showing the structure of a steel sheet according to the method of the present invention
  • Fig. 2 is a micrograph (X500) showing the structure of a steel sheet according to the conventional method
  • Fig. 3 is a steel sheet in a shape test.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the U-bending process
  • FIG. 4 is a perspective view showing the measurement of the amount of residual deflection in the dent resistance test.
  • Figures 1 and 2 show examples of the structure of a cold-rolled steel sheet by the method of the present invention of Table 1 (see Table 1 below) and the conventional high-strength low-yield-ratio cold-rolled steel sheet of ⁇ 10.
  • Table 1 see Table 1 below
  • Table 1 the conventional high-strength low-yield-ratio cold-rolled steel sheet of ⁇ 10.
  • G coexists with 1.0% or more of ⁇ to form a dispersed phase of martensite in the cold-rolled steel sheet and has an effect of giving a low yield ratio.
  • the content is less than 0.005%, the effect is insufficient and a low yield ratio cannot be obtained, and if it exceeds 0.080, the tensile strength is unnecessarily increased and the weldability is reduced, so that C is reduced. Limited to 0.005 to 0.080 mm.
  • Si may be used for deoxidation! ), And is effective for facilitating the formation of martensite. However, if it is contained in a large amount, the yield point and the tensile strength increase, the workability deteriorates, and the surface properties of the cold-rolled steel sheet deteriorate. From
  • S 0 £ .A £ coexists with N of 0.005 or more and is effective in lowering the yield ratio, optimizing crystal grains, and improving the recrystallization texture, that is, increasing the r value.
  • N 0.005 or more
  • a content of 0.02 to 0.08% is desirable.
  • N is due to the interaction with So A ⁇ .]? 0.005 to 0.020% content for optimizing crystal grains and improving recrystallization texture
  • the preferred composition range of the steel subject to the present invention is as follows! )
  • the winding temperature after hot rolling particularly determines the form of existence of the steel in the above-mentioned S.A ⁇ N, large amount of steel, and affects the value of the steel plate.
  • a winding temperature of over 000 mm may be used, but to stably obtain an r value of 1.2 or more, a winding temperature of 000 C or less is required.
  • Annealing after cold rolling removes the strain due to cold rolling and softens the steel, and has a two-phase structure of ferrite + martensite, tensile strength 55-45 ⁇ Z dew 2 , yield ratio 4 Necessary to obtain a cold-rolled steel sheet with a characteristic of r01.2 or more.] 9, An annealing temperature of ⁇ 0 ⁇
  • OMPI 750 C is preferred.
  • the temper rolling at least one after annealing prevents the occurrence of stretch strain and corrects the flatness of the sheet. Is not always necessary. That is, since the steel sheet produced by the method of the present invention has a high yield point elongation as it is annealed, temper rolling for preventing stretch strain is unnecessary. However, for example, temper rolling may be performed to improve the flatness of the steel sheet.In that case, if temper rolling with an elongation of more than 0.5 is performed, the yield point will increase and workability will decrease. However, when performing temper rolling, it is desirable to keep it to 0.5 or less.
  • steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted and produced by a continuous production method.
  • a slab having a thickness of 230 mm was produced. Note that the values for each steel were set to ⁇ 0.00 ⁇ to 0.020% and S to 0.002 to 0.020%. After heating these slabs to 1150 to 1270 C, they were finish-rolled at 800 to 870 C to form steel plates with a thickness of 2.8, and were wound into coils at 520 to 580 C. After hot-rolled, these hot-rolled sheets were cold-rolled with a rolling mill of about 70 mm.

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Description

明 細 書
〔 発明の名称 〕
プレス加工用高強度冷延鋼板の製造法
• 〔技術分野 〕
本発明は、 プレス加工性が通常の絞]?用鋼板並みに 良好で、 かつ高強度の冷延鋼板の製造法に関する。
〔 背景技術 〕
従来の一般絞 用冷延鋼板は引張 強さが 2 8〜3 3 / 2であ ]?、 プレス加工して自動車用外板等とし 多量に使用されている。 しかるに、 燃費向上のため自 動車の凝量化が図られ、 これに従って外板も薄肉化の 傾向にある。 そのため従来成品と同等の加工性を有し， かつ強度の高い鋼が要求されるよ うになった。
自攀事用外板は車種や取付け位置によ 多種多様の · 形 をしているが、 その大半は輊度の加工を受けるだ けであ ]?、 加工後の形状性が非常に重要である。
ところで、 通常の高張力鋼は降伏点が高ぐス プ リ ン ' グパックが大きいためプレス成形品の形-状がで 。
又伸びが低いためプレス加工時に割れを^ やす.い。 最近開発された複合組織鋼（Dual phase鎇）桩縣 点 が低いが、 引張！）強さが 5 0〜 7 (D i / i2 ぁ¾ため加 ェ硬化が急激すぎ、 輊度の加工後での降伏点が高く ¾ つてしまい、 ス プ リ ン グパックによる形状不良は解決 できない。
O PI 〔 発明の開示 〕 . '
本発明者らは、 かかる問題を解決するため、 種々研 究の結果、 自動車用外板等として、 前記の目的で用い
' る冷延鋼板と しては引張 強さ 3 5〜4
Figure imgf000004_0001
降 5 伏比（降伏強さ Ζ引張])強さ） 0.4〜（！ 0、 r値 1.2 以上の冷延鋼板が最も適することを見出した。
本発明は、 上記の特性をもつ冷延鋼板を製造する方 法の提供を目的とする。
' 一般には高強度となれば加工性、 形状性が劣化する0 が、 本発明によれば加工性、 形状性は一般冷延鋼板並 みで、 しかも強度が高く、 薄肉にしても耐デン ト性の 良好な冷延鋼板を得ることができ、 自動車の輊量化に 大いに寄与し得るのである。 耐デン ト性とはプレス成 形品に外力を加えた時へこみ（永久変形）が残らない 5 性質^いう。 : - 本発明.は、 C 0.005〜 0.080 <¾、 Si: 0.5·り 以下、 Μπ 1.ό〜3.5%、 S。£j £ 0.D2〜 [！ .Οδ^- Ν 0.005 ~ •0.020%、 残部 及び不可避的不純物からな.る鋼を熱
' 間圧延後 5:C ¾Li:の圧下^に^:、 冷間 '圧延を施した 0 後-、 : όόΌひ〜 750 Cにて 3 0分以上の焼 ましを行う
- ことを特徵とする 。レス加 3：用 :高強度冷延鋼板の製造
" 法を要旨と る。： ' : ' '· '
' 本発明に係る上記の製造方法において、 熱間圧延後 の巻取 ^温度は 0 0 0 C以下で行うのが望ま しい。 又、 5 調質圧延は必ず ΰも実施する必要は いが、 特別の目 的で調質圧延を行う場合には、 伸び率 0.5 ¾以下とし て実施するのが望ま しい。
本発明の骨子とするところは、 高 鋼で得られる ところの低降伏比鋼板の製造において、 So . 含有 量、 Ν含有量， 更に必要に応じて熱延時の卷取温度の 適正化によ 、 冷間圧延後の焼鈍過程に.おいて、 再結 晶核の発生数を制限し、 結晶粒を大き くすると共に、 板面に平行な { 111 } 方位を有する結晶の再結晶によ る成長をうながし、 鋼板の r値を高め、' 降伏比 0.0 0 以下、 r値 1.2以上の冷延鋼板を得る点にある。
〔 図面の簡単 ¾説明 〕
第 1'図は本発明方法による鋼板の組織を示す顕微鏡 写真（X500)、 第 2図は従来法による鋼板の組織を 示す顕微鏡写真（ X 500 )、 第 3図は形状性試験にお ける鋼板の U曲げ加工を示す略式説明図、 第 4図は耐 デン ト試験における残留たわみ量の測定を斜視図で示 す説明図である。
第 1.図および第 2図は、 後述の第 1表の 1の本発 ― 明方法による冷延鋼板の組織例と、 同じく^ 1 0の従 一 来の高強度低降伏比冷延鋼板の組辚例と ¾：それぞれ
5 0 0倍の顕微鏡写真で示したものである。 本発明方 法による第 1 HIの方が結晶粒が大きいことがわかる。 これは前述のよ うに So^.A ^量:、 N量および熱延卷取 温度の適正化によ )再結晶核の発生数が制限されたた めであ ]9、 本発明方法で得られる低い降伏点や高い 7" 値はこの組織に関連している。 ；
本発明において対象鎩の化学成分を限定したのは次 -の理由による。
Gは 1.0%以上の Μπと共存して冷延鋼板中にマルテ ンサイ ト の分散相を形成し、 低降伏比を与える作用が ある。 しかし、 0.005%未満ではその作用が不十分で 低降伏比が得られず、 また 0.080 を越えると必要 以上に引張]?強さが増すだけでス ^ツ ト溶接性が低下 するので、 Cは 0.005〜 0.080 ¾に限定する。
Si は脱酸のために使用することがあ！）、 又マルテ ンサイ トの形成を容易にするため有効であるが、 多量 に含有すると降伏点および引張]?強さが増し、 加工性 が劣化するし、 又冷延鋼板の表面性状が劣化するから
0.3 0 ¾以下に限定する。 で十分脱酸する場合は Siの添加は必要とし い。
は C と共存してマルテンサイ ト の分散相を形成す るのに有効であるが、 1.6 未満では十分な効果が得 られず、 低降伏比となら い。 又 5 %を越えると弓 I 張]?強さが必要以上に増すから望ましくない。
S0£.A£は 0.005 以上の Nと共存して降伏比の低 下、 結晶粒の適正化、 及び再結晶集合組織の改善すな わち r値の向上に有効であ ]?、 所望の機械的性質を得 るため 0.02〜 0.08 ¾の含有量が望ま しい。
Nは So A^ との相互作用によ. ]?結晶粒の適正化、 再結晶集合組織の改善のため 0.005〜0.020 %の含有
OMPI が必要であ ]?、 0.005%未満では上記の効果は得られ い。
これらの成分の外は および不可避的不純物であ
• るが、 不純物中の pおよび sは、 それぞれ α 0 5 ¾ま で許容できる。
本発明対象鋼の望ま し 組成範囲は、 下記のとお！）
Figure imgf000007_0001
C ·· 0,008〜 0.05 %
Si ： 0 〜 0.2 %
η '. 1.8〜 2.5 %
So£.A£ ： 0.02 ~ 0.08 %
N ： ο 05〜 0.01 Q ¾
Ρ ： 0.05,%以下
S ： 0.05 ¾以下
Fe ： 残 部
熱間圧延後の卷取温度は特に上述の S .A^N ,Μ 量の鋼において、 Α Νの存在形態を決定し、鋼板のて値 に影響を与える。 r値 1.2前後の鋼板を得るには 000 ϋをこえる巻取温度でもよいが静に 1.2以上の r値を安 定して得るには 000 C以下の卷取温度が必要となる。冷 間圧延後の焼 ま しは、 冷間圧延による歪を除去し鋼 を軟質にし、かつフェライ ト +マルテンサイ トの 2相組織 となし、 引張 強さ 55〜45¥Z露2 、 降伏比 4〜0·ό、 r値 1.2以上の特性を有する冷延鋼板を得るため 必 要であ ] 9、 上記特性を得るには焼なまし温度は όό0〜
OMPI 750 Cが望ましい。
又この際の均熱時間も重要であ！）、 鋼中の C及び が濃縮し、 その冷却過程でマ ルテ ンサイ トを形成する ためには 5 0分以上の均熱が必要であ ])、 5 0分未満 ではマ ルテ ンサイ トが形成され いことがある。 ·
—般冷延鋼板の製造、では焼 ま し後 1 以上の調質 圧延によ 、 ス ト レツチヤ一ス ト レ イ ンの発生防止や 板の平坦修正が行われるが、 本発明では調質圧延は必 ずしも必要でない。 すなわち、 本発明の方法で製造さ れる鋼板は焼 ましのままで降伏点伸びが ¾くるもの であるからス ト レ ツチヤース ト レ イ ン防止のための調 質圧延は不用である。 しかし、 たとえば鋼板の平坦形 状を良くするために調質圧延を行ってもよ く、 その場 合は伸び率で 0.5 を越える調質圧延を行えば降伏点 が上昇し加工性が低下するため、 調質圧延をする際は 0.5 以下にとどめるのが望ま しい。
〔 実施例 〕
次に、 本発明を実施例によってさらに説明する。
転炉にて、 第 1表に化学成分を示す鋼を溶製し、 連 続錡造法によ ]) 2 3 0舰厚のスラブとした。 お、 各 鋼とも Ρ 0.00 ό〜 0.020%、 S 0.002-0.020 % とし た。 これらのスラブを 1150〜1270 Cに加熱した後、 800〜870 Cにて仕上圧延を行い厚さ 2.8腿の鋼板 とし， 520〜580 Cでコ イ ルに巻取った。 これらの 熱延鐧板は酸洗後約 7 0 の圧下車で冷間圧延を行い
O PI 厚さ 0.8∞ιの冷延鋼板とし焼 ま しを施して仕上げた, 又焼なましを行った鍋板の一部は、 さらに調質圧延を 行なった。 これらの焼なまし及び調質圧延の条件は第 2表に示した。
第 1 表
化学成分 （ ）
鋼 S, 0 Si N
1 0.050 0.010 2.44 0 Π Π 0.0074
2 0.070 0:020 1.80 0.055 0.0097
3 0.008 0.010 ?35 Π 020 0.0003
4 0.045 0.250 105 0.005 0.0085
5 Q 050 0.010 210 0.040 00008 ό 0.050 0.040 2.45 0.055 0.0078
• 7 0.050 0.010 P 2,10 0.040 0.0068
8 0.050 0.010 2.10 0.040 0.0008
9 0.050 0.010 2.10 0.040 0.0068
10 0.045 0.020 2.15 0.010 0.0074
11 0.050 0.010 1.40 0.070 0.0045
12 0.070 0.010 180 0.055 0.0055 -
15 0.005 0.010 5.00 0.043 0.0040
14 0.000 0.500 1.80 0.042 0.0072
15 0.055 0.010 0.25 0.052 0.0045 . 第 2 表 - 焼なま し、 調質圧延条件
5
10
15
Figure imgf000010_0001
上記各鐧よ！)試料を採取し、 JIS 5号試験片によ 圧延方向の引張 試験を行っ 。 その結果を第 5表
20 に示す。 上表よ！？降伏比 0.00以下、 r値 1.2以上で、 かつ引張 ]3強さ 35〜45l^/ m2の冷延鐧板は本発明方 法のみで得られることがわかる。 また、 過度の調質圧 延によ！）降伏点が上昇するのがわかる。
なお同時に加工性試験として通常.のェリクセ ン試験
25 と穴拡げ試験を行ない、 又形状性試験として各鋼板よ
O PI i>巾 90観、 長さ 400 の試料を切 1Jだし、 第 3図に 示す ϋ曲げ加工を行 スフ。リ ングパック量（JL=L-50) を測定した。 耐デン ト試験は各鐧板よ ]3 ΙΰΰητιιΦの円 板形試料 (2)を切 だし、 第 4図に示すように 400 ?5 の力マボコ型 (3)に最大深さ 45 Ji となるよ うに浅絞]? を行い、 その中央部を 2 0 の荷重でループテスター
(1)を用いて、 押込み、 除荷後の残留たわみ量 3を測定 した。 この が大きいことは、 たとえば自動車の外板 に成形した場合指で押えた]?、 はね石が当ったとき外 板がへこむことを意味し好ま しくない。 第 3 表
試 験 結 果
Figure imgf000011_0001
_ OMPI 上記結果よ ]?、 本発明の方法によるものは、 すべて 所望の機械的性質が得られ、 加工性、 形状性及び耐デ ン ト性の ずれもが良好であることがわかる。
O PI
WIPO ·，

Claims

請 求 の 範 囲 ·
1. C 0.005〜0.080 %、 Si 0.50 %以下、 Mn 16
〜5.5 %、 So£.A£ 0.02― 0.08 N 0.005~
0.02 残部 および不可避的不純物から成る 銅を熱間圧延後、 圧下率 3 0 ¾以上で冷間圧延し、 次いで 000〜750 Cにて 5 0分以上の焼 ま し を行う ことを特徵とするプレス加工用高強度冷延 鋼板の製造方法。 ·
2. 熱延後め卷取 Dを ό 0 0 C以'下で行う請求の範囲
第 (1)項記載の方法。
5. 焼なまし後、 更に調質圧延を行う請求の範囲第 (1)
項または第 (2)項記載の方法。
4. 調質圧延を伸び率 0.5 ¾以下で行う請求の範囲第
(3)項記載の方法。
5. 銅の組成が、 G 0.008〜0.05<¾、 Si 0〜0.2¾、
Un 1.8〜2.5 ¾、 So£.A£ 0.02〜 0.08 ¾、N 0.005 〜 0.010 <¾、 P 0.05¾以下、 S 0.05 ¾以下、残 部実質的に である，請求の範囲第 (1)項な し第
(4)項のいずれかに記載の方法。
OMPI 画
PCT/JP1979/000227 1978-08-26 1979-08-25 Process for producing high-strength cold-rolled steel plate for press working WO1980000456A1 (en)

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JP10417278A JPS5531159A (en) 1978-08-26 1978-08-26 Manufacture of high strength cold rolled steel plate for press working
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