JPS5841325B2 - 高強度冷延鋼板の製造法 - Google Patents
高強度冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5841325B2 JPS5841325B2 JP863980A JP863980A JPS5841325B2 JP S5841325 B2 JPS5841325 B2 JP S5841325B2 JP 863980 A JP863980 A JP 863980A JP 863980 A JP863980 A JP 863980A JP S5841325 B2 JPS5841325 B2 JP S5841325B2
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- steel sheets
- manufacturing
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-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Materials Engineering (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、引張強さ：５０ｋｇ／−以上の高強度を有
する冷延鋼板をコスト安く製造する方法に関するもので
ある。
する冷延鋼板をコスト安く製造する方法に関するもので
ある。
近年、自動車工業の分野における軽量化の要望に伴い、
自動車部品の薄肉化が図られるようになっており、かか
る点から、例えばバンパーの補強材やドアの補強ビーム
、さらには一般の自動車部品の製造に、６０〜１００ｋ
ｇ／ｍ４以上の引張強さを有し、かつ板厚が０．８〜１
．６順程度の高強度冷延鋼板が広く使用されるようにな
ってきた。
自動車部品の薄肉化が図られるようになっており、かか
る点から、例えばバンパーの補強材やドアの補強ビーム
、さらには一般の自動車部品の製造に、６０〜１００ｋ
ｇ／ｍ４以上の引張強さを有し、かつ板厚が０．８〜１
．６順程度の高強度冷延鋼板が広く使用されるようにな
ってきた。
従来、この種の高強度冷延鋼板は、それぞれ、（ａ）析
出強化法、 （ｂ）変態強化法、 （Ｃ）転位強化法、 などの方法を利用した製造法により製造されている。
出強化法、 （ｂ）変態強化法、 （Ｃ）転位強化法、 などの方法を利用した製造法により製造されている。
一般に、冷延鋼板の製造に際しては、冷延後、６００℃
以上の温度での再結晶焼なましが行なわれるが、上記析
出強化法を利用した高強度冷延鋼板の製造法においては
、この再結晶焼なまし処理時に析出物が凝集粗大化しや
すくなることから、析出物の析出形態をコントロールす
ることは実質的に不可能であり、この結果熱延材や厚板
材におけるように析出強化を十分に図ることができない
という問題点がある。
以上の温度での再結晶焼なましが行なわれるが、上記析
出強化法を利用した高強度冷延鋼板の製造法においては
、この再結晶焼なまし処理時に析出物が凝集粗大化しや
すくなることから、析出物の析出形態をコントロールす
ることは実質的に不可能であり、この結果熱延材や厚板
材におけるように析出強化を十分に図ることができない
という問題点がある。
また、上記変態強化法を利用する方法は、最近開発され
た方法で、マルテンサイトの存在によって伸びが良好な
冷延鋼板が得られる利点を有するが、α相とγ相の共存
域からの急冷処理や多量の合金元素の含有を必要とする
ことから、製造コストの面から見れば必ずしも有利な方
法とは云えない０ さらに、上記転位強化法は、歪取焼鈍あるいはｒｅｃｏ
ｖｅｒｙ ａｎｎｅａｌｉｎｇとして従来より高強度冷
延鋼板の製造に利用されている方法で、箱焼鈍を例にと
ると、再結晶を完全に行なわしめないために焼鈍上限温
度を約６００’Ｃの低温とし、一方冷延組識の回復ある
いは部分的再結晶を行なわしめて伸びを冷延状態より向
上させるために焼鈍下限温度を約３００℃とするのが一
般的である。
た方法で、マルテンサイトの存在によって伸びが良好な
冷延鋼板が得られる利点を有するが、α相とγ相の共存
域からの急冷処理や多量の合金元素の含有を必要とする
ことから、製造コストの面から見れば必ずしも有利な方
法とは云えない０ さらに、上記転位強化法は、歪取焼鈍あるいはｒｅｃｏ
ｖｅｒｙ ａｎｎｅａｌｉｎｇとして従来より高強度冷
延鋼板の製造に利用されている方法で、箱焼鈍を例にと
ると、再結晶を完全に行なわしめないために焼鈍上限温
度を約６００’Ｃの低温とし、一方冷延組識の回復ある
いは部分的再結晶を行なわしめて伸びを冷延状態より向
上させるために焼鈍下限温度を約３００℃とするのが一
般的である。
この方法には、上記（ａ）および（ｂ）強化法を利用し
た場合に比して合金成分が少なくても、強度のより高い
冷延鋼板が得られ、しかも焼鈍温度が低くてすむので、
省エネルギー化がはかられ、低コストとなるなどの利点
があるが、冷延鋼板の伸びが上記の他の強化法を利用し
た場合に比して悪く、特にＴ方向（幅方向）の伸びがＬ
方向（長さ方向）の伸びに比して悪いために、Ｔ方向の
伸びが重要な要因となるロールフォーミングによる成形
などには適用することが難しく、シたがって、その用途
が特殊な分野に限定されるという問題点があった。
た場合に比して合金成分が少なくても、強度のより高い
冷延鋼板が得られ、しかも焼鈍温度が低くてすむので、
省エネルギー化がはかられ、低コストとなるなどの利点
があるが、冷延鋼板の伸びが上記の他の強化法を利用し
た場合に比して悪く、特にＴ方向（幅方向）の伸びがＬ
方向（長さ方向）の伸びに比して悪いために、Ｔ方向の
伸びが重要な要因となるロールフォーミングによる成形
などには適用することが難しく、シたがって、その用途
が特殊な分野に限定されるという問題点があった。
この他に固溶強化法を利用する方法があるが、この方法
単独で５０ｋｇ／ｍｒ？を以上の引張強さをもった高強
度冷延鋼板を製造するには、合金元素の含有量を著しく
増大させなければならないため、その製造は実質的に不
可能である。
単独で５０ｋｇ／ｍｒ？を以上の引張強さをもった高強
度冷延鋼板を製造するには、合金元素の含有量を著しく
増大させなければならないため、その製造は実質的に不
可能である。
本発明者等は、上述のような観点から、製造コストの面
から最も有利な従来転位強化法を利用する冷延鋼板の製
造法に着目し、特にそのＴ方向の伸びを改善すべく研究
を行なった結果、 （ａ） 従来転位強化法を利用する冷延鋼板の製造法
においては、通常熱間圧延後、５００〜７００°Ｃの温
度でコイルに巻取られているために、熱延板中に層状炭
化物が粗大な状態で存在するようになり、これが冷間圧
延時に破砕されてボイドを形成することから、冷延のま
まの鋼板、あるいは冷間圧延後、歪取焼鈍を施した鋼板
の伸び、特にＴ方向の伸びが著しく低下するようになる
こと。
から最も有利な従来転位強化法を利用する冷延鋼板の製
造法に着目し、特にそのＴ方向の伸びを改善すべく研究
を行なった結果、 （ａ） 従来転位強化法を利用する冷延鋼板の製造法
においては、通常熱間圧延後、５００〜７００°Ｃの温
度でコイルに巻取られているために、熱延板中に層状炭
化物が粗大な状態で存在するようになり、これが冷間圧
延時に破砕されてボイドを形成することから、冷延のま
まの鋼板、あるいは冷間圧延後、歪取焼鈍を施した鋼板
の伸び、特にＴ方向の伸びが著しく低下するようになる
こと。
（ｂ）シたがって、熱間圧延後、極低温でコイルに巻取
れば、熱延板において炭素を固溶状態あるいは微細析出
物状態にすることができ、この状態で冷間圧延を行なえ
ば、ボイドの発生がほとんどなくなることからＴ方向の
伸びが著しく改善されるようになると共に、冷間圧延後
の歪取焼鈍において炭化物が微細分散した状態となるこ
とから析出強化が十分図られること。
れば、熱延板において炭素を固溶状態あるいは微細析出
物状態にすることができ、この状態で冷間圧延を行なえ
ば、ボイドの発生がほとんどなくなることからＴ方向の
伸びが著しく改善されるようになると共に、冷間圧延後
の歪取焼鈍において炭化物が微細分散した状態となるこ
とから析出強化が十分図られること。
以上（ａ）および（ｂ）項に示される知見を得よのであ
る。
る。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであっ
て、対象鋼を、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．３０％、
Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．１０〜２．５０％、ｓ
ｏ＃ 、Ａ＃： ０．０１〜０．２０％、Ｆｅおよび不
可避不純物：残りからなる組成を有する鋼に特定し、こ
の鋼の熱間圧延工程における最終仕上温度を６００〜９
００℃とすると共に、特に熱間圧延後のコイルへの巻取
温度を５０〜４００℃の極低温とすることによって、熱
延板における炭素を固溶状態あるいは微細炭化物状態と
し、もって次工程の冷間圧延でのボイドの形成を抑制し
、ついで通常の条件下で酸洗、冷間圧延、および歪取焼
鈍、すなわち圧下率：２０％以上の冷間圧延、および３
００℃以上の温度での歪取焼鈍を施して、Ｔ方向の伸び
を改善した高強度の転位強化型冷延鋼板を製造する点に
特徴を有するものである。
て、対象鋼を、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．３０％、
Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．１０〜２．５０％、ｓ
ｏ＃ 、Ａ＃： ０．０１〜０．２０％、Ｆｅおよび不
可避不純物：残りからなる組成を有する鋼に特定し、こ
の鋼の熱間圧延工程における最終仕上温度を６００〜９
００℃とすると共に、特に熱間圧延後のコイルへの巻取
温度を５０〜４００℃の極低温とすることによって、熱
延板における炭素を固溶状態あるいは微細炭化物状態と
し、もって次工程の冷間圧延でのボイドの形成を抑制し
、ついで通常の条件下で酸洗、冷間圧延、および歪取焼
鈍、すなわち圧下率：２０％以上の冷間圧延、および３
００℃以上の温度での歪取焼鈍を施して、Ｔ方向の伸び
を改善した高強度の転位強化型冷延鋼板を製造する点に
特徴を有するものである。
つぎに、この発明の方法において、成分組成範囲、熱間
圧延時の最終仕上温度、熱間圧延後のコイル巻取温度、
冷間圧延時の圧下率、および歪取焼鈍温度をそれぞれ上
記の通りに限定した理由を説明する。
圧延時の最終仕上温度、熱間圧延後のコイル巻取温度、
冷間圧延時の圧下率、および歪取焼鈍温度をそれぞれ上
記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ） 成分組成
■ Ｃ
その含有量が０．０２％未満では、コスト高をきたし、
かつ高強度を確保することができず、一方０．３％を越
えて含有させると、溶接性が著しく劣化するようになる
ことから、その含有量を０．０２〜０．３０％と定めた
。
かつ高強度を確保することができず、一方０．３％を越
えて含有させると、溶接性が著しく劣化するようになる
ことから、その含有量を０．０２〜０．３０％と定めた
。
■ ５ｉ
Ｓｉ成分は、固溶強化作用をもつため、必要に応じて含
有される成分であるが、その含有量が１．２％を越える
と、熱間圧延時のスケール発生が著しくなって冷延鋼板
の肌荒れの原因となり、外観を損ねることから、１．２
％を越えて含有させてはならない。
有される成分であるが、その含有量が１．２％を越える
と、熱間圧延時のスケール発生が著しくなって冷延鋼板
の肌荒れの原因となり、外観を損ねることから、１．２
％を越えて含有させてはならない。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分にはＳｉと同様に固溶強化作用、ならびに熱間
圧延時の赤熱脆化を防止する作用があるが、その含有量
が０．１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方２．５０％を越えて含有させると、この種の鋼で
は溶製が困難となってコスト高の原因となることから、
その含有量を０．１０〜２．５０％と定めた。
圧延時の赤熱脆化を防止する作用があるが、その含有量
が０．１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方２．５０％を越えて含有させると、この種の鋼で
は溶製が困難となってコスト高の原因となることから、
その含有量を０．１０〜２．５０％と定めた。
■ ｓｏｌ、Ａｌ
Ａ７には強力な脱酸作用によって鋼の清浄度を向上させ
る作用があるが、５ｏｌ−ＡＡ含有量で０．０１％未満
の含有では前記作用に所望の効果が得られないため鋼特
注に大きなバラツキ力性じ、二方０．２０％を越えて含
有させると、溶製時、特に鋳造時にノズルつまりが生じ
やすくなることから、その含有量を０．０１〜０．２０
％と定め池 （ｂ） 最糸答イ４二上当店カニ〔 その温度が６００℃未満では、熱間圧延時における鋼の
変形能が大きく変化するため一定の板厚をもった熱延板
を製造すること力林灘になり、方９００℃を越えた温度
は、次工程における５０〜４００℃の極低温での巻取を
不可能にすることから、その温度を６００〜９００℃に
限定した。
る作用があるが、５ｏｌ−ＡＡ含有量で０．０１％未満
の含有では前記作用に所望の効果が得られないため鋼特
注に大きなバラツキ力性じ、二方０．２０％を越えて含
有させると、溶製時、特に鋳造時にノズルつまりが生じ
やすくなることから、その含有量を０．０１〜０．２０
％と定め池 （ｂ） 最糸答イ４二上当店カニ〔 その温度が６００℃未満では、熱間圧延時における鋼の
変形能が大きく変化するため一定の板厚をもった熱延板
を製造すること力林灘になり、方９００℃を越えた温度
は、次工程における５０〜４００℃の極低温での巻取を
不可能にすることから、その温度を６００〜９００℃に
限定した。
（Ｃ） 巻取温度
その温度が５０’Ｃ未満では、熱延板における固溶炭素
量が多くなりすぎ、冷間圧延時に動的歪時効を起すよう
になって好ましくなく、一方４００°Ｃを越えた温度で
巻取ると、フェライト結晶粒界に層状炭化物あるいはパ
ーライトが析出するようになって、上記のように冷延、
歪取焼鈍後のＴ方向の伸びが著しく低下するようになる
ことから、その温度を５０〜４００℃と定めた。
量が多くなりすぎ、冷間圧延時に動的歪時効を起すよう
になって好ましくなく、一方４００°Ｃを越えた温度で
巻取ると、フェライト結晶粒界に層状炭化物あるいはパ
ーライトが析出するようになって、上記のように冷延、
歪取焼鈍後のＴ方向の伸びが著しく低下するようになる
ことから、その温度を５０〜４００℃と定めた。
（ｄ） 冷間圧延の圧下率および歪取焼鈍２０％以上
の圧下率は通常の冷間圧延工程で採用されている条件で
あり、また３００℃以上の温度での連続焼鈍あるいは箱
暁鈍による歪取焼鈍も、通常この種の鋼に適用されてい
るものであるが、これらの条件を満足しない場合には、
所定の高強度および高延性を確保することができないこ
とは勿論である。
の圧下率は通常の冷間圧延工程で採用されている条件で
あり、また３００℃以上の温度での連続焼鈍あるいは箱
暁鈍による歪取焼鈍も、通常この種の鋼に適用されてい
るものであるが、これらの条件を満足しない場合には、
所定の高強度および高延性を確保することができないこ
とは勿論である。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
それぞれ第１表に示される成分組成をもった鋼を転炉に
て溶製し、鋳造した後、同じく第１表に示される最終仕
上温度条件にて熱間圧延して板厚２．４關または２．８
間とし、ついでそれぞれ第１表に示される巻取温度にて
巻取り、酸洗後、同じく第１表に示される条件にて冷間
圧延および歪取焼鈍を行なって板厚１．２ｍｍの冷延鋼
板を製造することからなる本発明法１〜９および比較法
ａ −ｆをそれぞれ実施した。
て溶製し、鋳造した後、同じく第１表に示される最終仕
上温度条件にて熱間圧延して板厚２．４關または２．８
間とし、ついでそれぞれ第１表に示される巻取温度にて
巻取り、酸洗後、同じく第１表に示される条件にて冷間
圧延および歪取焼鈍を行なって板厚１．２ｍｍの冷延鋼
板を製造することからなる本発明法１〜９および比較法
ａ −ｆをそれぞれ実施した。
なお、比較法ａ、Ｃ，およびｅは巻取温度がこの発明の
範囲から高い方に外れた場合を示し、また比較力す、ｄ
、およびｆは歪取焼鈍温度がこの発明の範囲から外れた
場合をそれぞれ示すものである。
範囲から高い方に外れた場合を示し、また比較力す、ｄ
、およびｆは歪取焼鈍温度がこの発明の範囲から外れた
場合をそれぞれ示すものである。
ついで、上記本発明法１〜９によって得られた本発明冷
延鋼板１〜９．および上記比較法ａ −ｆによって得ら
れた比較冷延鋼板ａ〜ｆのそれぞれについて、ＪＩＳ５
号試１験片によるＴ方向およびＬ方向における引張特性
を測定した。
延鋼板１〜９．および上記比較法ａ −ｆによって得ら
れた比較冷延鋼板ａ〜ｆのそれぞれについて、ＪＩＳ５
号試１験片によるＴ方向およびＬ方向における引張特性
を測定した。
この測定結果を第２表に示した。
第１表および第２表に示される結果から明らかなように
、この発明の範囲内の巻取温度および歪取焼鈍温度を適
用して製造した本発明冷延鋼板１〜９は、いずれも引張
強さ： ５０ｋｇ／ｍｖｔ以上の高強度を示し、かつＴ
方向およびＬ方向ともほぼ同じ高い伸びを示しているの
に対して、この発明の範囲から高い方に外れた巻取温度
で製造された比較冷延鋼板ａ、Ｃ，およびｅにおいては
、本発明冷延鋼板に比して強度がやや劣ったものになっ
ており、特にＴ方向の伸びの低下が著しいものになって
いる。
、この発明の範囲内の巻取温度および歪取焼鈍温度を適
用して製造した本発明冷延鋼板１〜９は、いずれも引張
強さ： ５０ｋｇ／ｍｖｔ以上の高強度を示し、かつＴ
方向およびＬ方向ともほぼ同じ高い伸びを示しているの
に対して、この発明の範囲から高い方に外れた巻取温度
で製造された比較冷延鋼板ａ、Ｃ，およびｅにおいては
、本発明冷延鋼板に比して強度がやや劣ったものになっ
ており、特にＴ方向の伸びの低下が著しいものになって
いる。
また、歪取焼鈍温度がこの発明の範囲から外れると、強
度は向上するものの延性の改善は全くなされないことが
示されている。
度は向上するものの延性の改善は全くなされないことが
示されている。
上述のように、この発明の方法によれば、特に熱間圧延
後のコイル巻取温度を極低温とすることによって、高強
度を有し、かつＴ方向およびＬ方向ともほぼ同じ高い伸
び値を示す高強度の冷延鋼板を製造コスト安く製造する
ことができるのである。
後のコイル巻取温度を極低温とすることによって、高強
度を有し、かつＴ方向およびＬ方向ともほぼ同じ高い伸
び値を示す高強度の冷延鋼板を製造コスト安く製造する
ことができるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０２〜０．３０％、Ｓｉ：１．２％以下
。 Ｍｎ ： ０．１０〜２．５０％、５ｏｌ−Ａｌ： ０
．０１〜０．２０％、Ｆｅおよび不可避不純物：残り（
以上重量％）からなる組成を有する鋼を、最終仕上温度
が６００〜９００’Ｃとなる条件にて熱間圧延した後、
５０〜４００℃の温度で巻取り、ついで酸洗後、圧下率
：２０％以上の冷間圧延を施し、引続いて、３００℃以
上の温度にて歪取焼鈍を行なうことを特徴とする高強度
冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP863980A JPS5841325B2 (ja) | 1980-01-28 | 1980-01-28 | 高強度冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP863980A JPS5841325B2 (ja) | 1980-01-28 | 1980-01-28 | 高強度冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56119731A JPS56119731A (en) | 1981-09-19 |
| JPS5841325B2 true JPS5841325B2 (ja) | 1983-09-12 |
Family
ID=11698514
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP863980A Expired JPS5841325B2 (ja) | 1980-01-28 | 1980-01-28 | 高強度冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5841325B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6216932A (ja) * | 1986-07-19 | 1987-01-26 | Toyo Soda Mfg Co Ltd | 荷降し台 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101163028B1 (ko) | 2010-03-05 | 2012-07-09 | 한국기계연구원 | 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
-
1980
- 1980-01-28 JP JP863980A patent/JPS5841325B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6216932A (ja) * | 1986-07-19 | 1987-01-26 | Toyo Soda Mfg Co Ltd | 荷降し台 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56119731A (en) | 1981-09-19 |
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