JPH02194126A - 焼付硬化性鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性鋼板の製造方法Info
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- JPH02194126A JPH02194126A JP1117789A JP1117789A JPH02194126A JP H02194126 A JPH02194126 A JP H02194126A JP 1117789 A JP1117789 A JP 1117789A JP 1117789 A JP1117789 A JP 1117789A JP H02194126 A JPH02194126 A JP H02194126A
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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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
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、プレス成形後の塗装焼付は工程で降伏応力が
上昇する焼付硬化性鋼板の製造方法に関し、本発明によ
り製造される鋼板は乗用車のパネル、メンバー類、その
他制板構造物に適用されその強さと軽量化に寄与するも
のである。
上昇する焼付硬化性鋼板の製造方法に関し、本発明によ
り製造される鋼板は乗用車のパネル、メンバー類、その
他制板構造物に適用されその強さと軽量化に寄与するも
のである。
（従来の技術）
乗用車その他＃構造物の軽量化のため高張力調板を使用
するのは永年の課題となっている。しかしながら高張力
鋼板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形状が
でないことが多い。
するのは永年の課題となっている。しかしながら高張力
鋼板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形状が
でないことが多い。
そこで開発されたのが焼付硬化性鋼板であり、プレス成
形前には軟質で成形し易く、プレス成形後の塗装焼付は
工程（１７０℃、２０分前後）で硬くなる性質を有して
いるためＪｌ終調製品高強度でかつ軽量化することがで
きる。このような焼付硬化性鋼板は、おもに鋼中の固溶
炭素量を制御することにより達成でき、プレス成形で導
入された転位線上に、塗装焼付の熱処理（１７０℃）中
に炭素が偏析し、それら転位を不動化して固着し、変形
を難しくすることが焼付は硬化の機構である。
形前には軟質で成形し易く、プレス成形後の塗装焼付は
工程（１７０℃、２０分前後）で硬くなる性質を有して
いるためＪｌ終調製品高強度でかつ軽量化することがで
きる。このような焼付硬化性鋼板は、おもに鋼中の固溶
炭素量を制御することにより達成でき、プレス成形で導
入された転位線上に、塗装焼付の熱処理（１７０℃）中
に炭素が偏析し、それら転位を不動化して固着し、変形
を難しくすることが焼付は硬化の機構である。
本発明者らはそのような観点にたって固溶炭素量を制御
した焼付硬化性鋼板を開発しく日本特許登録第１３８９
２３６号）、すでに乗用車に多量に使用されている。こ
の発明は炭素量を制御した低炭素ＡＱキルド鋼を箱焼鈍
する方法であるが、近年冷延鋼板は生産性のよい連続焼
鈍法で製造されつつあり、また乗用車には最近溶融Ｚｎ
めっき鋼板も使用されつつあり、連続焼鈍あるいは溶融
Ｚｎめっきのようないわゆる短時間の連続焼鈍ラインに
適した材料成分と製法の開発が急がれていた。
した焼付硬化性鋼板を開発しく日本特許登録第１３８９
２３６号）、すでに乗用車に多量に使用されている。こ
の発明は炭素量を制御した低炭素ＡＱキルド鋼を箱焼鈍
する方法であるが、近年冷延鋼板は生産性のよい連続焼
鈍法で製造されつつあり、また乗用車には最近溶融Ｚｎ
めっき鋼板も使用されつつあり、連続焼鈍あるいは溶融
Ｚｎめっきのようないわゆる短時間の連続焼鈍ラインに
適した材料成分と製法の開発が急がれていた。
このような状況下で本発明者は先に（日本特許登録第１
３９３８９１号）で冷延鋼板を一旦箱焼鈍し、ついで溶
融Ｚｎめっきする方法を提案し、実際に現在その方法で
焼付硬化性のある熔融Ｚｎめっきｔ１４Ｆｉ。
３９３８９１号）で冷延鋼板を一旦箱焼鈍し、ついで溶
融Ｚｎめっきする方法を提案し、実際に現在その方法で
焼付硬化性のある熔融Ｚｎめっきｔ１４Ｆｉ。
が量産されているが、プロセスが長いため冷延鋼板を直
接連続ｉ１％鈍あるいは溶融Ｚｎめっきしても所望の特
性が得られる方法の開発が必要となっている。このため
製鋼段階で炭素を著しく低くして深絞り性、ｒ値を向上
させた成分をベースにした焼付硬化性鋼板がいくつか提
案されている。
接連続ｉ１％鈍あるいは溶融Ｚｎめっきしても所望の特
性が得られる方法の開発が必要となっている。このため
製鋼段階で炭素を著しく低くして深絞り性、ｒ値を向上
させた成分をベースにした焼付硬化性鋼板がいくつか提
案されている。
例えば特公昭６１−２７３２号および特公昭６３−４８
９９号では炭素含有！３０〜１００ｐｐ−にして微量の
Ｔ１を添加する方法が、特公昭６１−４５６８９号では
炭素１０ｐ９−以下の鋼にｗＬＮのＴｉとＮｂを複合添
加する方法が提案されている。
９９号では炭素含有！３０〜１００ｐｐ−にして微量の
Ｔ１を添加する方法が、特公昭６１−４５６８９号では
炭素１０ｐ９−以下の鋼にｗＬＮのＴｉとＮｂを複合添
加する方法が提案されている。
しかしながらこのような鋼においては高いｒ（ａが得ら
れるものの焼付硬化性が不安定であり所望とする焼付硬
化量３〜６ ｋｇｆ／ａｍ”を鋼板全長全幅にわたって
安定して得ることは難しい問題があり、なかなか量産実
用化されなかった。
れるものの焼付硬化性が不安定であり所望とする焼付硬
化量３〜６ ｋｇｆ／ａｍ”を鋼板全長全幅にわたって
安定して得ることは難しい問題があり、なかなか量産実
用化されなかった。
なお、ここで焼付硬化量が３ ｋｇｆ／ａｍ”未満であ
ると焼付硬化性が不足して最終部品の硬さが不足するこ
とになる。また６ ｋｇｆ／−ｍ”超では常温時効性が
発生し、成形前の母材の降伏応力が上昇し、伸びが低下
し、成形加工性が劣化することが本発明者らの研究によ
り明らかになっている。
ると焼付硬化性が不足して最終部品の硬さが不足するこ
とになる。また６ ｋｇｆ／−ｍ”超では常温時効性が
発生し、成形前の母材の降伏応力が上昇し、伸びが低下
し、成形加工性が劣化することが本発明者らの研究によ
り明らかになっている。
（発明が解決しようとする課題）
ここに、本発明の目的は、鋼板全長全幅にわたって焼付
硬化量３〜６ ｋｇｆ／ｇｅｍ”を安定して得ることの
できる、実用的な焼付硬化性鋼板の製造方法を提供する
ことである。
硬化量３〜６ ｋｇｆ／ｇｅｍ”を安定して得ることの
できる、実用的な焼付硬化性鋼板の製造方法を提供する
ことである。
（課題を解決するための手段）
そこで本発明者らは焼付硬化性を支配する要因を詳細に
研究した結果、焼付硬化量が変動するのは、これら従来
の技術においては１口よＴｉＮとして析出し、それ以上
過剰のＴ、ＩはＴＩＣとして析出すると仮定しＴｌの成
分範囲を決めているからであるとの結論に達した。
研究した結果、焼付硬化量が変動するのは、これら従来
の技術においては１口よＴｉＮとして析出し、それ以上
過剰のＴ、ＩはＴＩＣとして析出すると仮定しＴｌの成
分範囲を決めているからであるとの結論に達した。
すなわち本発明者らの新知見によれば
■ＴｉはＴｉＮとしてではなくＴｉ（Ｃ，Ｎ）として析
出しそのＣとＮの量はＣＣスラブの加熱条件およびＮ量
により変動すること ■またそれより過剰のＴｉはＴｉ Ｓ １Ｔｉ Ｃ、Ｔ
ｉａＣオＳ２、ＦｅＴｉＰとして析出しこれらの析出物
は鋼中Ｓ、Ｐ、Ｍｎ量およびスラブ加熱条件により変動
すること であり、一方、従来技術ではＮ量が多いこととＰ量、Ｓ
量が少ない上、スラブ加熱条件に注目していないために
焼付硬化量の変動が生じると推定される。
出しそのＣとＮの量はＣＣスラブの加熱条件およびＮ量
により変動すること ■またそれより過剰のＴｉはＴｉ Ｓ １Ｔｉ Ｃ、Ｔ
ｉａＣオＳ２、ＦｅＴｉＰとして析出しこれらの析出物
は鋼中Ｓ、Ｐ、Ｍｎ量およびスラブ加熱条件により変動
すること であり、一方、従来技術ではＮ量が多いこととＰ量、Ｓ
量が少ない上、スラブ加熱条件に注目していないために
焼付硬化量の変動が生じると推定される。
本発明者らは製鋼時の成分挙動、スラブ加熱条件の挙動
などを考慮にいれて安定して所望の焼付硬化量を得るた
めの研究を重ねた結果本発明を完成するに至った。
などを考慮にいれて安定して所望の焼付硬化量を得るた
めの研究を重ねた結果本発明を完成するに至った。
ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ： ０．００１０〜０．００３０％、Ｍｎ： ０．０
４〜０．２０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、 Ｓ：
０．００３〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ： ０．１５
％以下、 Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ： ０．００
３〜０．０２５％ ４８／１４Ｎ≦ＴＩ≦４８／１４Ｎ ＋ ４８／３２Ｓ
さらに必要に応じ、Ｎｂ：０．００１〜０．００８％以
下およびＶ ：０．００１〜０．０２０％以下の１種ま
たは２種、残部Ｐａおよび不可避的不純物 よりなる鋼を溶製し、連続鋳造スラブとなした後０８０
０℃より低温に低下しないようにして８００〜１３００
℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃均熱保持した後熱間圧延を開始するかあるいは ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなり８００℃以上で熱間圧延を開始するかし、 ８００℃以上で熱間圧延を終了し、次いで脱スケール後
、冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬
化性鋼板の製造方法である。
４〜０．２０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、 Ｓ：
０．００３〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ： ０．１５
％以下、 Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ： ０．００
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さらに必要に応じ、Ｎｂ：０．００１〜０．００８％以
下およびＶ ：０．００１〜０．０２０％以下の１種ま
たは２種、残部Ｐａおよび不可避的不純物 よりなる鋼を溶製し、連続鋳造スラブとなした後０８０
０℃より低温に低下しないようにして８００〜１３００
℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃均熱保持した後熱間圧延を開始するかあるいは ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなり８００℃以上で熱間圧延を開始するかし、 ８００℃以上で熱間圧延を終了し、次いで脱スケール後
、冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬
化性鋼板の製造方法である。
（作用）
次に、本発明をより具体的に詳述する。
まず、本発明の骨子は前述のＴｉ析出物の反応を高温で
行わせることと硫化物の制御にある。すなわちＣＣスラ
ブは熱間圧延開始までの間に、■鋳造後長時間の均熱保
持が行われないか、■均熱保持しても温度を高温にしＴ
ｉ−Ｃ系の析出反応が起らないようにするか、あるいは
、■−旦析出物がでても高温に加熱し溶解させるかの方
法であり、■さらに合金成分においてはＮ量の低減、Ｐ
、Ｓ量の増加の他にＭｎ量を著しく低減しＭｎＳをなる
べく形成させないことである。このようにすると↑ｌ（
Ｃ。
行わせることと硫化物の制御にある。すなわちＣＣスラ
ブは熱間圧延開始までの間に、■鋳造後長時間の均熱保
持が行われないか、■均熱保持しても温度を高温にしＴ
ｉ−Ｃ系の析出反応が起らないようにするか、あるいは
、■−旦析出物がでても高温に加熱し溶解させるかの方
法であり、■さらに合金成分においてはＮ量の低減、Ｐ
、Ｓ量の増加の他にＭｎ量を著しく低減しＭｎＳをなる
べく形成させないことである。このようにすると↑ｌ（
Ｃ。
Ｎ）中のＣが減少し、また過剰のＴｉはＴｉｃやＴｉ４
ＣｔＳＺを形成させずＴｉＳのみを形成させることにな
る。 Ｍｎが多いとＭｎＳが多量にできるためＴｉＳが
形成されず過剰のＴｉはＴｉｃを形成し易く望ましくな
い、Ｎ量が多いとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の量が多（なりＣが析
出してしまうので望ましくない。
ＣｔＳＺを形成させずＴｉＳのみを形成させることにな
る。 Ｍｎが多いとＭｎＳが多量にできるためＴｉＳが
形成されず過剰のＴｉはＴｉｃを形成し易く望ましくな
い、Ｎ量が多いとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の量が多（なりＣが析
出してしまうので望ましくない。
すなわち、Ｔｉ系析出反応を高温で起こさせることおよ
びＭｎと結合していないＳを多量に含有させることの両
者の作用により熱間圧延前の段階でＴｉ−Ｃ系の析出物
は存在しないようにすることが可能であり、この結果ス
ラブ加熱条件により固溶炭素量が変動することはなくな
る。
びＭｎと結合していないＳを多量に含有させることの両
者の作用により熱間圧延前の段階でＴｉ−Ｃ系の析出物
は存在しないようにすることが可能であり、この結果ス
ラブ加熱条件により固溶炭素量が変動することはなくな
る。
すなわち焼付硬化量３〜６ ｋｇｆ／−一意を得るため
に必要な固溶炭素量は１０〜３０ｐｐｍ（望ましくは１
５〜２５ｐｐｍ）であるが本発明方法によれば溶製時に
投入した炭素量がそのまま焼付硬化量に寄与することに
なりＴｉ添加量変動、Ｎ、Ｓ量の変動があっても、また
スラブの位置により多少の加熱履歴の変動があっても焼
付硬化量は変わらないことになる。また従来の技術にお
いては投入炭素がすべて焼付硬化量に有効に利用される
わけではないので、所望の焼付硬化量を得るのに投入炭
素量を３０ρρ−以上にしなければならなかったが、本
発明方法によれば投入炭素量は必要最低限となりそれだ
け軟質でｒ値が高く加工性の良い鋼板が製造できること
になる。
に必要な固溶炭素量は１０〜３０ｐｐｍ（望ましくは１
５〜２５ｐｐｍ）であるが本発明方法によれば溶製時に
投入した炭素量がそのまま焼付硬化量に寄与することに
なりＴｉ添加量変動、Ｎ、Ｓ量の変動があっても、また
スラブの位置により多少の加熱履歴の変動があっても焼
付硬化量は変わらないことになる。また従来の技術にお
いては投入炭素がすべて焼付硬化量に有効に利用される
わけではないので、所望の焼付硬化量を得るのに投入炭
素量を３０ρρ−以上にしなければならなかったが、本
発明方法によれば投入炭素量は必要最低限となりそれだ
け軟質でｒ値が高く加工性の良い鋼板が製造できること
になる。
以下、鋼組成および製造条件を限定した理由を説明する
。なお、本明細書において「％」はいずれも特にことわ
りがない限り「重量％」である。
。なお、本明細書において「％」はいずれも特にことわ
りがない限り「重量％」である。
Ｃ：
本発明においてＣは焼付硬化量を支配しているので少な
ければ焼付硬化量が低く、多ければ焼付硬化量が高い、
焼付硬化量が高いと常温時効を起こし降伏応力を上昇さ
せるとともに伸びを低下させるので、通常は焼付硬化量
３〜６ｋｇｆ／ｖｂ−富、多くても８ ｋｇｆ／＋＋ｎ
”に制御する。
ければ焼付硬化量が低く、多ければ焼付硬化量が高い、
焼付硬化量が高いと常温時効を起こし降伏応力を上昇さ
せるとともに伸びを低下させるので、通常は焼付硬化量
３〜６ｋｇｆ／ｖｂ−富、多くても８ ｋｇｆ／＋＋ｎ
”に制御する。
これに必要な炭素量は１０〜３０ｐｐｍ 、望ましくは
１５〜２５ｐｐ−である。
１５〜２５ｐｐ−である。
Ｍｎ：
Ｍｎは鋼中にあってＭｎＳを形成しＳによる熱間脆性を
防止する作用がある。しかし本発明においてはスラブ加
熱時ＭｎＳの析出を少なくして固ｌｓを増加させること
が重要である。このためにはＭｎの上限を０．２０％以
下、望ましくは０．１５％以下にする必要がある。０゜
２０％超ではＭｎＳが形成されＴｉＳの形成が制御され
焼付硬化量の変動の原因となる。一方０．０４％未満で
は熱間脆性の問題が生じるので下限を０．０４％とした
。
防止する作用がある。しかし本発明においてはスラブ加
熱時ＭｎＳの析出を少なくして固ｌｓを増加させること
が重要である。このためにはＭｎの上限を０．２０％以
下、望ましくは０．１５％以下にする必要がある。０゜
２０％超ではＭｎＳが形成されＴｉＳの形成が制御され
焼付硬化量の変動の原因となる。一方０．０４％未満で
は熱間脆性の問題が生じるので下限を０．０４％とした
。
Ｐ：
Ｐは過剰のＴＩをＦｅＴｉＰとして析出させＴ１０の析
出を抑制する作用があるので多量に添加する必要がある
。 ０．０４％未満ではＰｅＴｉＰは形成されず焼付硬
化量は変動し易い、一方０．２０％超では銅板が脆化す
る。よってＰは０．０４〜０．２０％とした。
出を抑制する作用があるので多量に添加する必要がある
。 ０．０４％未満ではＰｅＴｉＰは形成されず焼付硬
化量は変動し易い、一方０．２０％超では銅板が脆化す
る。よってＰは０．０４〜０．２０％とした。
Ｓ：
ＳはＴｉＳを形成させＴ逼Ｃを形成させないために添加
する必要がある。Ｓが少ないと過剰のＴ１が↑１ａｃｉ
ｓ＊としてＣと結合し焼付硬化量の変動の原因となる。
する必要がある。Ｓが少ないと過剰のＴ１が↑１ａｃｉ
ｓ＊としてＣと結合し焼付硬化量の変動の原因となる。
０．００３％未満ではＴｉ５ｌが不充分で一方０．０１
５％超では本発明にがかるｈが少ない鋼では熱間脆性が
生じる。よってＳはｏ、ｏｏａ〜０．０１５％とした。
５％超では本発明にがかるｈが少ない鋼では熱間脆性が
生じる。よってＳはｏ、ｏｏａ〜０．０１５％とした。
ｓｏｌ．Ａｌ：
脱酸調整のため必要に応じ添加される。ただし、０．１
５％超では鋼の延性が低下する。よって０、１５％以下
とした。
５％超では鋼の延性が低下する。よって０、１５％以下
とした。
Ｎ：
Ｎは少ない方が望ましい、その理由はＮが多いとＴｉ（
Ｃ，Ｎ）を形成した際、Ｃを吸収するため焼付硬化量が
変動するためである。このためには０．００２０％以下
にする必要がある。
Ｃ，Ｎ）を形成した際、Ｃを吸収するため焼付硬化量が
変動するためである。このためには０．００２０％以下
にする必要がある。
Ｔｉ：
ＮをＴｉＮとして固着し、Ｎによる時効を防止し、かつ
ＴＩＣを多量に形成しないよう成分調整される。ＴＩの
最低限は一応分析下限、すなわち０．００３％、あるい
はＮをすべてＴｉＮとして固着し得る量、すなわち４Ｂ
／１４Ｎ以上とした。上限はｓｌが多いとＴｉＳを形成
しＴｉＣを形成しにく（なるので４８／１４Ｎ ＋ ４
８／３２Ｓとした。これを超えるＴｉ量ではＴｉｃが形
成されて焼付硬化性変動の原因となる。
ＴＩＣを多量に形成しないよう成分調整される。ＴＩの
最低限は一応分析下限、すなわち０．００３％、あるい
はＮをすべてＴｉＮとして固着し得る量、すなわち４Ｂ
／１４Ｎ以上とした。上限はｓｌが多いとＴｉＳを形成
しＴｉＣを形成しにく（なるので４８／１４Ｎ ＋ ４
８／３２Ｓとした。これを超えるＴｉ量ではＴｉｃが形
成されて焼付硬化性変動の原因となる。
一方Ｔｉ量が０．０２５％超になってもＴｉＣが形成さ
れ易くなるのでそれを上限値とした。
れ易くなるのでそれを上限値とした。
Ｎｂ、Ｖ：
Ｎｂ、 ＶはＮｂＣ，ＶＣを形成しない範囲で結晶粒の
細粒化および強化のために必要に応じ添加される。この
ためにはいずれも０．００１％以上必要であり、一方Ｎ
ｂ：０．００８％超、Ｖ ：０．０２０％超ではＮｂＣ
，ＶＣが形成され焼付硬化量変動の原因になる。よって
、Ｎｂ、 Ｖはそれぞれ０．００１〜０．００８％、ｏ
、ｏｏｔ〜０．０２０％とした。
細粒化および強化のために必要に応じ添加される。この
ためにはいずれも０．００１％以上必要であり、一方Ｎ
ｂ：０．００８％超、Ｖ ：０．０２０％超ではＮｂＣ
，ＶＣが形成され焼付硬化量変動の原因になる。よって
、Ｎｂ、 Ｖはそれぞれ０．００１〜０．００８％、ｏ
、ｏｏｔ〜０．０２０％とした。
その他の不純物は極力低減させる。ただし０．２％以下
のＳｉや６９ｐ−以下のＢは添加しても材料特性に影響
を及ぼさない。
のＳｉや６９ｐ−以下のＢは添加しても材料特性に影響
を及ぼさない。
本発明にあって、スラブの熱間圧延までの熱履歴は前述
したように高温析出物のみを形成させるため限定される
。すなわち、本発明によれば、０８００℃より低温に低
下しないようにして８００〜１３００℃にて均熱保持し
た後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか、あるい
は ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなく８００℃以上で熱間圧延を開始するか するのである。
したように高温析出物のみを形成させるため限定される
。すなわち、本発明によれば、０８００℃より低温に低
下しないようにして８００〜１３００℃にて均熱保持し
た後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか、あるい
は ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなく８００℃以上で熱間圧延を開始するか するのである。
ここに、 スラブが８００℃より低温になるとＴ−α変
態時にｔｔ−Ｃ系析出物が出るので焼付硬化量が不安定
になる。したがってスラブを８００℃よりも低温に低下
させない場合はそのまま熱間圧延してもよいし、また８
００〜１３００℃の温度で均熱してから圧延してもよい
。
態時にｔｔ−Ｃ系析出物が出るので焼付硬化量が不安定
になる。したがってスラブを８００℃よりも低温に低下
させない場合はそのまま熱間圧延してもよいし、また８
００〜１３００℃の温度で均熱してから圧延してもよい
。
しかし、８００℃より低温になるとその部分はＴｉ−Ｃ
系の析出物ができるのでこれを溶体化させる必要がある
。このためにはスラブ加熱温度を１１３０℃以上にする
必要が生じる。一方１３００℃超ではエネルギ的にロス
が多いだけで効果がないのでその場合上限を１３００℃
とした。
系の析出物ができるのでこれを溶体化させる必要がある
。このためにはスラブ加熱温度を１１３０℃以上にする
必要が生じる。一方１３００℃超ではエネルギ的にロス
が多いだけで効果がないのでその場合上限を１３００℃
とした。
なおスラブの温度は位置により１００℃程度異なること
が多い０本明細書に示した温度は実質的にＭ終成品とな
りかつ最終成品の材料特性に大きな影響を及ぼす部分の
温度である。スラブのコーナーなどの特殊な部分の温度
は除外される。大略スラブの輻および長さの中央部の表
面あるいは板厚中心温度で代表されると考えてよい。
が多い０本明細書に示した温度は実質的にＭ終成品とな
りかつ最終成品の材料特性に大きな影響を及ぼす部分の
温度である。スラブのコーナーなどの特殊な部分の温度
は除外される。大略スラブの輻および長さの中央部の表
面あるいは板厚中心温度で代表されると考えてよい。
熱間圧延の終了温度は８００℃以上にする必要がある。
これより低い温度で圧延すると圧延中にＴｉ−Ｃ系の析
出物が出て焼付硬化量が不安定になるからである。
出物が出て焼付硬化量が不安定になるからである。
このようにして得られた熱延鋼板は、次いで、脱スケー
ル、冷間圧延、そして再結晶焼鈍、例えば連続焼鈍によ
る再結晶焼鈍が行われる。
ル、冷間圧延、そして再結晶焼鈍、例えば連続焼鈍によ
る再結晶焼鈍が行われる。
冷間圧延は圧下率５０〜９０％がよい、再結晶焼鈍は箱
焼鈍でも連続焼鈍でも溶融Ｚｎめっき処理に先行する連
続熱処理により行ってもよい、この再結晶焼鈍は冷間圧
延組織を再結晶させ深絞り性を向上させるのが目的であ
る。このための焼鈍温度は６００〜９００℃が好ましい
。
焼鈍でも連続焼鈍でも溶融Ｚｎめっき処理に先行する連
続熱処理により行ってもよい、この再結晶焼鈍は冷間圧
延組織を再結晶させ深絞り性を向上させるのが目的であ
る。このための焼鈍温度は６００〜９００℃が好ましい
。
次いで、再結晶焼鈍済み綱板は、特に制限はないが、必
要に応じて０〜２％調質圧延をして出荷される。
要に応じて０〜２％調質圧延をして出荷される。
次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する
。
。
実施例１
第１表のＡに示す成分に調整された鋼をスラブとなした
後スラブを８００℃以下にしないようにして１０００〜
１３００℃に１時間保持し熱間圧延を開始し、仕上温度
約９１０℃で３．２−一厚まで熱間圧延し、５６０℃で
巻取った。これを方法■とする。
後スラブを８００℃以下にしないようにして１０００〜
１３００℃に１時間保持し熱間圧延を開始し、仕上温度
約９１０℃で３．２−一厚まで熱間圧延し、５６０℃で
巻取った。これを方法■とする。
一方、スラブを一旦５００℃に冷却し次いで加熱し種々
の温度に１時間保持後同様の熱間圧延と巻取りを行った
。これを方法■とする。
の温度に１時間保持後同様の熱間圧延と巻取りを行った
。これを方法■とする。
これら熱間圧延板を酸洗後、０．８ ａｍ厚にまで冷間
圧延し、次いで８２０℃、４０ｓｅｃの連続焼鈍を行っ
た。次いで伸び率０．８％の調質圧延後焼付硬化性を測
定した。すなわちＪＩＳＳ号引張試験片を採取後、２％
の予歪を加え、次いで１７０℃、２０分の熱処理して再
引張を行いその時の降伏応力の上昇量を焼付硬化量とし
た。
圧延し、次いで８２０℃、４０ｓｅｃの連続焼鈍を行っ
た。次いで伸び率０．８％の調質圧延後焼付硬化性を測
定した。すなわちＪＩＳＳ号引張試験片を採取後、２％
の予歪を加え、次いで１７０℃、２０分の熱処理して再
引張を行いその時の降伏応力の上昇量を焼付硬化量とし
た。
これらの結果を第１図にグラフにまとめて示す。
方法■の結果を・で、方法■の結果を０で示す。
その結果、方法■では１１３０℃以上の加熱により３
ｋｇｆ／ａｍ”以上の焼付硬化性が安定して得られてい
るのに対し、方法■ではすべてのスラブ加熱温度で・安
定した焼付硬化性が得られている。
ｋｇｆ／ａｍ”以上の焼付硬化性が安定して得られてい
るのに対し、方法■ではすべてのスラブ加熱温度で・安
定した焼付硬化性が得られている。
なおこの他にスラブを鋳造後そのまま直ちに１１００〜
９００℃で熱間圧延した場合（方法■とする）には同一
処理後４．２ ｋｇｆ／ａｍ”の焼付硬化量が得られて
いた０本発明によるスラブの熱履歴を経た材料は熱間圧
延、冷間圧延、再結晶焼鈍後、所望の焼付硬化量を安定
して得られることが明らかである。
９００℃で熱間圧延した場合（方法■とする）には同一
処理後４．２ ｋｇｆ／ａｍ”の焼付硬化量が得られて
いた０本発明によるスラブの熱履歴を経た材料は熱間圧
延、冷間圧延、再結晶焼鈍後、所望の焼付硬化量を安定
して得られることが明らかである。
また第１表のＢ、Ｃに示す成分の鋼に関し前述の方法■
、■と同じ方法で冷延鋼板となした場合の結果を第２図
にグラフで示す。
、■と同じ方法で冷延鋼板となした場合の結果を第２図
にグラフで示す。
ム１１１Ｂ （方法■）、Δ鋼Ｂ （方法■）■鋼Ｃ（
方法■）、０鋼Ｃ（方法■） 図示グラフから、も分かるように、高温のスラブ加熱に
した方が大略高い焼付硬化量が得られているが変動が大
きく不安定になっている。すなわち鋼Ｂ、Ｃを使用した
のではスラブ加熱条件を調整しても安定して３〜６ ｋ
ｇｆ／ａｍ”の焼付硬化性を得ることができない。
方法■）、０鋼Ｃ（方法■） 図示グラフから、も分かるように、高温のスラブ加熱に
した方が大略高い焼付硬化量が得られているが変動が大
きく不安定になっている。すなわち鋼Ｂ、Ｃを使用した
のではスラブ加熱条件を調整しても安定して３〜６ ｋ
ｇｆ／ａｍ”の焼付硬化性を得ることができない。
実施例２
第１表Ａに示す成分をベースとしてＮｓＭｎ、Ｓ、Ｐを
変えた鋼を溶製し前述の方法■でかつ１２２０℃にスラ
ブを加熱し同様の方法で冷延鋼板となし焼付硬化量を測
定した。なお、Ｎ量を変える場合は、Ｔｉ −４８／１
４Ｎ量が一定になるようにＴｉ量も同時に変更した。そ
の結果を第３図に示す。
変えた鋼を溶製し前述の方法■でかつ１２２０℃にスラ
ブを加熱し同様の方法で冷延鋼板となし焼付硬化量を測
定した。なお、Ｎ量を変える場合は、Ｔｉ −４８／１
４Ｎ量が一定になるようにＴｉ量も同時に変更した。そ
の結果を第３図に示す。
本発明の範囲外の成分でも高い焼付硬化量が得られるこ
ともあるが、 Ｎ ≦ ２０ ｐｐｍ Ｍｎ ５０．２０％（望ましくはＭｎＳ２．１５％）
Ｓ ５０．００３％ Ｐ ２０．０４％ では焼付硬化量が安定して高いことがわかる。
ともあるが、 Ｎ ≦ ２０ ｐｐｍ Ｍｎ ５０．２０％（望ましくはＭｎＳ２．１５％）
Ｓ ５０．００３％ Ｐ ２０．０４％ では焼付硬化量が安定して高いことがわかる。
実施例３
第２表に示す成分の鋼を種々のスラブ保持条件下で８５
０℃以上で熱間圧延し３．２ｍｍ厚とし酸洗後、０．８
ｔ＋ｓ厚まで冷間圧延し次いで７８０℃、２０ｓｅｃの
連続焼鈍を行い、さらに１．２％の調質圧延を行った。
０℃以上で熱間圧延し３．２ｍｍ厚とし酸洗後、０．８
ｔ＋ｓ厚まで冷間圧延し次いで７８０℃、２０ｓｅｃの
連続焼鈍を行い、さらに１．２％の調質圧延を行った。
焼付硬化量の測定は実施例１と同じである。
引張試験はＪＩＳＳ号試験片にてり、Ｃ，Ｔ、３方向に
引張って求めた。
引張って求めた。
本発明による鋼板はｒ値が高く焼付硬化量も３〜６ ｋ
ｇｆ／−儀〇の範囲内に入っていることがわかる。
ｇｆ／−儀〇の範囲内に入っていることがわかる。
これに対して
比較例１３はＣ量が多すぎｒ値が低い上に焼付硬化量が
高すぎる。
高すぎる。
比較例１４はＭｎＪｉが多すぎ焼付硬化量が不足してい
る。
る。
比較例１５はＰ量が少なすぎｒ値が低い上に焼付硬化量
が不足している。
が不足している。
比較例１６はｓｉｔが少なすぎｒ値が低い上に焼付硬化
量が不足している。
量が不足している。
比較例１７はＮｌが多すぎ焼付硬化量が不足している。
比較例１８はＣ量が少なすぎ焼付硬化量が不足している
。
。
比較例１９はＴｉ１ｌが多すぎ焼付硬化量が不足してい
る。
る。
比較例２０はＴｉ−４８／１４Ｎが負のためｒ値が低く
焼付硬化量が高すぎる。
焼付硬化量が高すぎる。
比較例２１はＴｉ−４８／１４Ｎが正のため焼付硬化量
が低すぎる。
が低すぎる。
比較例２２はスラブ保持温度が低すぎるため焼付硬化量
が不足している。
が不足している。
比較例２３はＮｂ量が多すぎて焼付硬化量が不足してい
る上に伸びが低い。
る上に伸びが低い。
（発明の効果）
以上のように本発明方法によれば良好なプレス成形性を
有しつつ適当な焼付硬化法を有したｗ４Ｆｉ。
有しつつ適当な焼付硬化法を有したｗ４Ｆｉ。
が安定して製造可能となるわけで、自動車その他鋼板構
造物の強度の確保と軽量化に大きく寄与するものである
。
造物の強度の確保と軽量化に大きく寄与するものである
。
第１図ないし第３図は、本発明の実施例の結果をまとめ
て示すグラフである。
て示すグラフである。
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｎ：０．０４〜
０．２０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、Ｓ：０．００
３〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ
：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２５
％ ４８／１４Ｎ≦Ｔｉ≦４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓ残部
Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる鋼を溶製し、連続鋳造スラブとなした後［１］
８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１３
００℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ［２］８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜
１３００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか あるいは ［３］８００℃より低温に低下しないようにして均熱保
持することなく８００℃以上で熱間圧延を開始するかし
、 次いで、熱間圧延を８００℃以上で終了し、脱スケール
後、冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付
硬化性鋼板の製造方法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｎ：０．０４〜
０．２０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、Ｓ：０．００
３〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ
：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２５
％ ４８／１４Ｎ≦Ｔｉ≦４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓさら
にＮｂ：０．００１〜０．００８％以下およびＶ：０．
００１〜０．０２０％以下の１種または２種、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる鋼を溶製し、連続鋳造スラブとなした後［１］
８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１３
００℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ［２］８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜
１３００℃均熱保持した後熱間圧延を開始するか あるいは ［３］８００℃より低温に低下しないようにして均熱保
持することなく８００℃以上で熱間圧延を開始するかし
、 ８００℃以上で熱間圧延を終了し、次いで脱スケール後
、冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬
化性鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1117789A JPH02194126A (ja) | 1989-01-20 | 1989-01-20 | 焼付硬化性鋼板の製造方法 |
| DE19904090054 DE4090054T1 (de) | 1989-01-20 | 1990-01-19 | Verfahren zur herstellung gluehhaertbarer stahlbleche |
| PCT/JP1990/000061 WO1990008202A1 (en) | 1989-01-20 | 1990-01-19 | Production of seizing-hardenable steel sheet |
| GB9020373A GB2234985B (en) | 1989-01-20 | 1990-09-18 | Manufacturing method for bake-hardenable steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1117789A JPH02194126A (ja) | 1989-01-20 | 1989-01-20 | 焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02194126A true JPH02194126A (ja) | 1990-07-31 |
Family
ID=11770778
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1117789A Pending JPH02194126A (ja) | 1989-01-20 | 1989-01-20 | 焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02194126A (ja) |
| GB (1) | GB2234985B (ja) |
| WO (1) | WO1990008202A1 (ja) |
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-
1989
- 1989-01-20 JP JP1117789A patent/JPH02194126A/ja active Pending
-
1990
- 1990-01-19 WO PCT/JP1990/000061 patent/WO1990008202A1/ja active Application Filing
- 1990-09-18 GB GB9020373A patent/GB2234985B/en not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| JPH03257124A (ja) * | 1990-03-06 | 1991-11-15 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| EP0572666A1 (en) * | 1991-02-20 | 1993-12-08 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof |
| EP0572666A4 (en) * | 1991-02-20 | 1994-06-01 | Nippon Steel Corp | Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof |
| US5556485A (en) * | 1994-11-07 | 1996-09-17 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof |
| US5656102A (en) * | 1996-02-27 | 1997-08-12 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB9020373D0 (en) | 1990-11-14 |
| GB2234985B (en) | 1993-04-07 |
| GB2234985A (en) | 1991-02-20 |
| WO1990008202A1 (en) | 1990-07-26 |
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