JP2010100896A - 機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】焼鈍加熱温度やその保持時間といった焼鈍加熱保持条件の変動に影響されることなく製造しうる、機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板、およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で（以下、化学成分について同じ。）、Ｃ：０．０２〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）、Ｍｎ：０．２％以上３．０％未満、Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００２〜０．０３０％、Ａｌ：０．００２％以上を含み、さらに、ＮとＡｌの含有量が、−０．０００５≦［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］≦０．００２０（ここに、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明は、例えば自動車用構造部品に用いられる加工性に優れた高強度鋼板に関する。
近年、自動車の燃費改善、衝突安全性を両立させるため、構造部品の材料として引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まってきており、その適用範囲が広がっている。しかし、高強度鋼板は軟鋼にくらべて降伏強度や引張強度、加工硬化指数などの機械的特性のバラツキが大きいため、プレス成形の際にスプリングバックの量が変化することでプレス成形品の寸法精度を確保することが困難となることや、強度がばらついてもプレス成形品の必要強度を確保すべく、鋼板の平均強度を高めに設定する必要があることからプレス金型の寿命が短くなるといった課題がある。
このような課題を解決すべく、高強度鋼板における機械的特性のバラツキ抑制に関するさまざまな取り組みがなされてきている。高強度鋼板において上記のような機械的特性のバラツキが発生する原因は、化学成分の変動と製造条件の変動に求めることができ、機械的特性のバラツキ低減方法として以下のような提案がなされている。
［従来技術１］
例えば、特許文献１には、Ａ＝Ｓｉ＋９×Ａｌで定義するＡが６．０≦Ａ≦２０．０を満たした、フェライトとマルテンサイトの二相組織鋼とし、この鋼板を製造するに際しては、再結晶焼鈍・焼戻処理を、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の温度で１０ｓ以上保持し、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で緩冷却し、その後、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、３００〜５００℃で焼戻しを行うことで、鋼材のＡ３点を上昇させることにより、緩冷却終了時点の温度である急冷開始温度が変動したときの上記二相組織の安定性を高めて、機械的特性のバラツキを低減する方法が開示されている。
例えば、特許文献１には、Ａ＝Ｓｉ＋９×Ａｌで定義するＡが６．０≦Ａ≦２０．０を満たした、フェライトとマルテンサイトの二相組織鋼とし、この鋼板を製造するに際しては、再結晶焼鈍・焼戻処理を、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の温度で１０ｓ以上保持し、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で緩冷却し、その後、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、３００〜５００℃で焼戻しを行うことで、鋼材のＡ３点を上昇させることにより、緩冷却終了時点の温度である急冷開始温度が変動したときの上記二相組織の安定性を高めて、機械的特性のバラツキを低減する方法が開示されている。
［従来技術２］
また、特許文献２には、予め鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ開始温度、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度と引張強度の関係を求めておき、対象鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度を考慮して、目標引張強度に応じて焼入れ開始温度を算出し、求めた焼入れ開始温度で焼入れすることで、強度のバラツキを低減する方法が開示されている。
また、特許文献２には、予め鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ開始温度、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度と引張強度の関係を求めておき、対象鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度を考慮して、目標引張強度に応じて焼入れ開始温度を算出し、求めた焼入れ開始温度で焼入れすることで、強度のバラツキを低減する方法が開示されている。
［従来技術３］
また、特許文献３には、熱延鋼板を冷間圧延した後の焼鈍処理において、８００℃超Ａｃ３点未満で３０秒〜５分間均熱した後、４５０〜５５０℃の温度範囲まで一次冷却を行い、次いで４５０〜４００℃までの一次冷却速度に比べて小さい冷却速度で二次冷却を行った後、さらに４５０〜４００℃で１分間以上保持することで、板幅方向における伸び特性のバラツキを改善する方法が開示されている。
また、特許文献３には、熱延鋼板を冷間圧延した後の焼鈍処理において、８００℃超Ａｃ３点未満で３０秒〜５分間均熱した後、４５０〜５５０℃の温度範囲まで一次冷却を行い、次いで４５０〜４００℃までの一次冷却速度に比べて小さい冷却速度で二次冷却を行った後、さらに４５０〜４００℃で１分間以上保持することで、板幅方向における伸び特性のバラツキを改善する方法が開示されている。
しかしながら、上記従来技術１は以下のような問題がある。すなわち、実操業においては、焼鈍温度から急冷開始温度までを緩冷却する冷却速度は、鋼板に吹き付ける冷却材（ガス、ミスト等）の流量を調整することにより行えるため、急冷開始温度を目標値に的中させることは容易であり、急冷開始温度の変動は実操業上ほとんど問題とならない。それよりも、焼鈍加熱温度とその保持時間（以下、「焼鈍加熱保持条件」と総称する。）の方が、炉雰囲気温度と通板速度だけで調整する必要があることから制御がはるかに困難である。上記従来技術１は焼鈍加熱保持条件が変動したときに生じる焼鈍直後のフェライトとオーステナイトの割合の変化による機械的特性のバラツキに対しては対応できない。
また、上記従来技術２は、焼鈍処理時における焼入れ開始温度（急冷開始温度）と焼戻し温度を考慮しているが、上記従来技術１と同様、焼鈍加熱保持条件が変動したときに生じる焼鈍直後のフェライトとオーステナイトの割合やオーステナイト粒径の変化による強度のバラツキには対応できない。
また、上記従来技術３は、焼鈍処理時における冷却を急冷の１次冷却と緩冷の２次冷却に分けることで、冷却後の保持温度を安定化させることにより板幅方向の伸び特性のバラツキの改善を達成しているが、上記従来技術１，２と同様、焼鈍加熱保持条件が変動したときに生じる焼鈍直後のフェライトとオーステナイトの割合の変化による伸び特性のバラツキには対応できない。
以上のように、化学成分の変動の影響を焼鈍後の冷却条件を制御することで補償させたり、化学成分を調整することで焼鈍後における冷却条件の変動の影響を緩和させたり、焼鈍後の冷却条件自体を変動の少ない方法に変更するなど、種々の取り組みがなられているものの、実操業においては、焼鈍加熱温度やその保持時間といった焼鈍加熱保持条件の変動によるフェライトとオーステナイトの割合やオーステナイト粒径の変化がその後の冷却中の変態挙動に大きく影響を与えるため、焼鈍加熱保持条件の変動による影響を考慮していない上記従来技術１〜３にては、真の機械的特性の安定化を達成できていないのが現状である。
特開２００７−１３８２６２号公報
特開２００３−２７７８３２号公報
特開２０００−２１２６８４号公報
そこで本発明の目的は、焼鈍加熱温度やその保持時間といった焼鈍加熱保持条件の変動に影響されることなく製造しうる、機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０２〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）、
Ｍｎ：０．２％以上３．０％未満、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００２〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００２％以上
を含み、さらに、ＮとＡｌの含有量が、
−０．０００５≦［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］≦０．００２０（ここに、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。）
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０２〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）、
Ｍｎ：０．２％以上３．０％未満、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００２〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００２％以上
を含み、さらに、ＮとＡｌの含有量が、
−０．０００５≦［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］≦０．００２０（ここに、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。）
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１または２に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１または２に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施されたものである高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施されたものである高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後２００℃以下までを１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷して焼鈍し、さらにその後１５０〜６００℃で１０００ｓ以下焼戻しを行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後２００℃以下までを１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷して焼鈍し、さらにその後１５０〜６００℃で１０００ｓ以下焼戻しを行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
請求項６に記載の発明は、
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、３００〜５５０℃までを２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後３００〜６００℃の温度範囲に１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、３００〜５５０℃までを２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後３００〜６００℃の温度範囲に１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
請求項７に記載の発明は、
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、４５０〜７５０℃までを２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後３００〜５５０℃までを平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、さらにその後３００〜６００℃の温度範囲に１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、４５０〜７５０℃までを２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後３００〜５５０℃までを平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、さらにその後３００〜６００℃の温度範囲に１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
本発明によれば、鋼中のＮとＡｌの含有量を特定の関係を満たすように制御することで、制御しにくい焼鈍温度やその保持時間といった焼鈍加熱保持条件が変動した場合でもＡｌＮ粒子のピンニング作用によりオーステナイト粒の粗大化が抑制され、その結果その後の冷却中における変態挙動が安定化し、熱処理後における鋼板の機械的特性を安定化できるようになった。
本発明者らは、熱処理後の鋼板の機械的特性を安定化させるには、焼鈍加熱温度やその保持時間の変動によって生じる、焼鈍直後すなわち冷却による変態が起こる前の組織状態のバラツキを抑制することが重要であると考えた。
そのためには、上記従来技術１のように焼鈍をフェライトとオーステナイトが生成する二相域加熱とすると、焼鈍加熱温度やその保持時間の変動によってフェライトとオーステナイトの割合が必然的に変化してしまい、その後の冷却による変態後の組織にも影響が残るため、オーステナイトだけが生成するオーステナイト単相域加熱を採用することとした。そして、オーステナイト単相域加熱で生成するオーステナイトの粒径は、焼鈍加熱温度やその保持時間の変動によって変化することが知られているが、その粒径変化を抑制することにより、変態後の組織を安定化することができると考え、オーステナイト粒の成長に対してピンニング作用を有するＡｌＮ粒子（鉄鋼便覧 第４版 第３巻（１）、社団法人日本鉄鋼協会、平成１４年７月、７章９節１項参照）の活用に思い至った。
そこで、このＡｌＮ粒子がオーステナイト粒の成長挙動に及ぼす影響を検討したところ、オーステナイト粒の成長に対しＡｌＮ粒子の粗大化挙動が重要な因子であることがわかった。また、ＡｌＮ等の合金窒化物粒子の粗大化速度は固溶した合金元素の濃度に依存し、合金元素の固溶量が増加すると合金窒化物粒子の粗大化速度が大きくなり、合金窒化物粒子の数が減少してピンニング作用によるオーステナイト粒の成長抑制効果が小さくなるといわれている（佐久間：日本金属学会会報、２０（１９８１）、ｐ．２５４の式（１８）参照）。そのため、ＡｌＮをピンニング粒子として活用するには、ｓｏｌ．ＡｌとＮの含有割合が重要であり、ｓｏｌ．ＡｌがＮに対してモル分率で過剰に含有されていると、オーステナイト単相域加熱温度である９００℃付近に加熱した際に固溶状態のＡｌが多量に存在することでＡｌＮ粒子の粗大化が促進されるため、焼鈍加熱温度やその保持時間が変動したとき旧オーステナイト粒径の変化が顕著になる。一般の超ハイテンではｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０３０％、Ｎ：０．００３〜０．００６％とｓｏｌ．Ａｌが過飽和に含有されており、焼鈍加熱時にオーステナイト粒径の変化が促進される状態にある。
そこで、ｓｏｌ．ＡｌとＮの含有割合をモル分率でほぼ同等ないしはＮ過剰にすることでＡｌＮ粒子の粗大化を防止でき、焼鈍加熱時におけるオーステナイト粒径の粗大化を抑制できることを見出し、該知見に基づいてさらに検討を加え、本発明を完成するに至った。
以下に本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。なお、本発明鋼板は、その組織については特殊なものとする必要はなく、高強度鋼板として一般的な、フェライト−マルテンサイト２相組織鋼（ＤＰ鋼）や、フェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトを含む組織からなるＴＲＩＰ鋼などの複合組織鋼を用いることができる。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｎ：０．００２〜０．０３０％
上述したように、Ｎはｓｏｌ．Ａｌと結合してＡｌＮを形成することで、焼鈍加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。Ｎの含有量が高いほどＡｌＮの形成量も増加してオーステナイト粒粗大化抑制効果が大きくなるが、溶製時に鋼中に固溶させられるＮ量に限界がある。つまり、０．００２％未満ではＡｌＮの形成量が不足し、上記オーステナイト粒粗大化抑制作用を有効に発揮できない。一方、０．０３０％超では、工業的に鋼中に含有させるのは困難である。
Ｎ：０．００２〜０．０３０％
上述したように、Ｎはｓｏｌ．Ａｌと結合してＡｌＮを形成することで、焼鈍加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。Ｎの含有量が高いほどＡｌＮの形成量も増加してオーステナイト粒粗大化抑制効果が大きくなるが、溶製時に鋼中に固溶させられるＮ量に限界がある。つまり、０．００２％未満ではＡｌＮの形成量が不足し、上記オーステナイト粒粗大化抑制作用を有効に発揮できない。一方、０．０３０％超では、工業的に鋼中に含有させるのは困難である。
Ａｌ：０．００２％以上、
−０．０００５≦［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］≦０．００２０（ここに、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。） …式（１）
上述したように、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成することで、焼鈍加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。Ａｌ含有量が高いほどＡｌＮ形成量も増加するが、過度に含有させるとｓｏｌ．Ａｌが増加しＡｌＮ粒の粗大化が促進され、オーステナイト粒粗大化抑制効果が減殺される。そのため、Ａｌ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００３以上とし、かつ、上記式（１）で表されるＡｌＮ形成量の指標となる{［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］}の値は−０．０００５〜０．００２０％の範囲に制御する必要があるが、特に、この範囲内でできるだけ高めに制御することが好ましい。なお、{［％Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［％Ａｌ］}の上限を０．００２０としたのは、この値を超えると、鋼中に固溶Ｎが過剰に存在し、歪時効が起こりやすくなり、伸びが確保できなくなるためである。
−０．０００５≦［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］≦０．００２０（ここに、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。） …式（１）
上述したように、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成することで、焼鈍加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。Ａｌ含有量が高いほどＡｌＮ形成量も増加するが、過度に含有させるとｓｏｌ．Ａｌが増加しＡｌＮ粒の粗大化が促進され、オーステナイト粒粗大化抑制効果が減殺される。そのため、Ａｌ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００３以上とし、かつ、上記式（１）で表されるＡｌＮ形成量の指標となる{［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］}の値は−０．０００５〜０．００２０％の範囲に制御する必要があるが、特に、この範囲内でできるだけ高めに制御することが好ましい。なお、{［％Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［％Ａｌ］}の上限を０．００２０としたのは、この値を超えると、鋼中に固溶Ｎが過剰に存在し、歪時効が起こりやすくなり、伸びが確保できなくなるためである。
Ｃ：０．０２〜０．３０％
Ｃは、ＤＰ鋼の場合には、マルテンサイトの分率の上昇に寄与し、また、ＴＲＩＰ鋼の場合には、残留オーステナイトの量、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響し、いずれの場合にも強度と伸びのバランスに影響する重要な元素である。０．０２％未満では強度が確保できず、一方、０．３０％超では薄鋼板の必要特性である溶接性が確保できなくなる。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
Ｃは、ＤＰ鋼の場合には、マルテンサイトの分率の上昇に寄与し、また、ＴＲＩＰ鋼の場合には、残留オーステナイトの量、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響し、いずれの場合にも強度と伸びのバランスに影響する重要な元素である。０．０２％未満では強度が確保できず、一方、０．３０％超では薄鋼板の必要特性である溶接性が確保できなくなる。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化により伸びをそれほど劣化させずに強度を高められる有用な元素である。３．０％超ではＡｃ１点が高くなりすぎ、オーステナイト単相で保持できる温度が高くなるので、ＡｌＮ粒子によるオーステナイト粒粗大化抑制効果が得られなくなる。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．１〜２．５％、さらに好ましくは０．５〜２．０％である。
Ｓｉは、固溶強化により伸びをそれほど劣化させずに強度を高められる有用な元素である。３．０％超ではＡｃ１点が高くなりすぎ、オーステナイト単相で保持できる温度が高くなるので、ＡｌＮ粒子によるオーステナイト粒粗大化抑制効果が得られなくなる。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．１〜２．５％、さらに好ましくは０．５〜２．０％である。
Ｍｎ：０．２以上３．０％未満
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めることで、マルテンサイト分率を確保し、強度と伸びのバランスを向上させるために有用な元素である。０．２％未満では十分な焼入れ性が確保できず急冷時に十分なマルテンサイト面積率を確保できないため、強度が得られない。一方、３．０％超とすると、ＤＰ鋼の場合には冷却中におけるフェライト変態が抑制され過ぎるため、２相組織鋼にならず、一方、ＴＲＩＰ鋼の場合には、冷却中におけるフェライト変態やベイナイト変態が抑制され過ぎるため残留オーステナイトへ炭素を濃化させることができず、いずれの場合にも伸びを確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３〜２．９％、さらに好ましくは０．５〜２．８％である。
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めることで、マルテンサイト分率を確保し、強度と伸びのバランスを向上させるために有用な元素である。０．２％未満では十分な焼入れ性が確保できず急冷時に十分なマルテンサイト面積率を確保できないため、強度が得られない。一方、３．０％超とすると、ＤＰ鋼の場合には冷却中におけるフェライト変態が抑制され過ぎるため、２相組織鋼にならず、一方、ＴＲＩＰ鋼の場合には、冷却中におけるフェライト変態やベイナイト変態が抑制され過ぎるため残留オーステナイトへ炭素を濃化させることができず、いずれの場合にも伸びを確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３〜２．９％、さらに好ましくは０．５〜２．８％である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により引張強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びを劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により引張強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びを劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、変形時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、変形時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の上昇に寄与し、強度と伸びのバランスを向上させられる有用な元素である。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも上記各上限値を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びを劣化させる。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の上昇に寄与し、強度と伸びのバランスを向上させられる有用な元素である。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも上記各上限値を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びを劣化させる。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、変形時における破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、上記各上限値を超える添加では、介在物を粗大化し、いずれも伸びが劣化する。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、変形時における破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、上記各上限値を超える添加では、介在物を粗大化し、いずれも伸びが劣化する。
なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。そして、上記冷間圧延後、引き続いて熱処理、すなわち、焼鈍さらに必要により焼戻しを行う。以下、熱処理条件について、本発明鋼板をＤＰ鋼とする場合とＴＲＩＰ鋼とする場合を例に挙げて説明する。なお、本発明鋼板は、冷延鋼板のみならず、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。そして、上記冷間圧延後、引き続いて熱処理、すなわち、焼鈍さらに必要により焼戻しを行う。以下、熱処理条件について、本発明鋼板をＤＰ鋼とする場合とＴＲＩＰ鋼とする場合を例に挙げて説明する。なお、本発明鋼板は、冷延鋼板のみならず、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。
[熱処理条件（その１）]
本熱処理条件は、本発明鋼をＤＰ鋼とする場合の好ましい熱処理条件である。 焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から第１冷却終了温度：５００〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後第２冷却終了温度：２００℃以下までを第２冷却速度：１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷して焼鈍し、さらにその後焼戻し加熱温度：１５０〜６００℃で焼戻し保持時間：１０００ｓ以下焼戻しを行う。
本熱処理条件は、本発明鋼をＤＰ鋼とする場合の好ましい熱処理条件である。 焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から第１冷却終了温度：５００〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後第２冷却終了温度：２００℃以下までを第２冷却速度：１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷して焼鈍し、さらにその後焼戻し加熱温度：１５０〜６００℃で焼戻し保持時間：１０００ｓ以下焼戻しを行う。
＜焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下＞
Ａｃ３点未満の加熱ではフェライトとセメンタイトの２相状態からフェライトとオーステナイトの２相状態への遷移過程にあるため、加熱温度や保持温度が変動した際にフェライトとオーステナイトの分率が変化し、初期組織が安定化しないため、熱処理後の最終組織も安定化せず、その結果鋼板の機械的特性がばらつき安定化しない。そのため、焼鈍加熱温度はオーステナイト単相化できるＡｃ３点以上とする。一方、９５０℃超に加熱するとＡｌとＮの含有量の割合を制御してもＡｌＮ粒子の粗大化が顕著になるため、オーステナイト粒の成長を効果的に防止できなり、機械的特性のバラツキを十分に抑制できなくなる。そのため、焼鈍加熱温度は９５０℃以下にする必要がある。
Ａｃ３点未満の加熱ではフェライトとセメンタイトの２相状態からフェライトとオーステナイトの２相状態への遷移過程にあるため、加熱温度や保持温度が変動した際にフェライトとオーステナイトの分率が変化し、初期組織が安定化しないため、熱処理後の最終組織も安定化せず、その結果鋼板の機械的特性がばらつき安定化しない。そのため、焼鈍加熱温度はオーステナイト単相化できるＡｃ３点以上とする。一方、９５０℃超に加熱するとＡｌとＮの含有量の割合を制御してもＡｌＮ粒子の粗大化が顕著になるため、オーステナイト粒の成長を効果的に防止できなり、機械的特性のバラツキを十分に抑制できなくなる。そのため、焼鈍加熱温度は９５０℃以下にする必要がある。
また、焼鈍保持時間が１０００ｓ超になると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
＜第１冷却終了温度：４５０〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却＞
ＤＰ鋼組織とするためにフェライトを形成させる必要があることから、フェライト変態が起こりうる温度域である４５０〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却する。
ＤＰ鋼組織とするためにフェライトを形成させる必要があることから、フェライト変態が起こりうる温度域である４５０〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却する。
第１冷却終了温度を４５０℃未満とすると、冷却中にベイナイトが形成され、一方、第１冷却終了温度を７５０℃超とすると、フェライトが十分に形成されず、いずれの場合もＤＰ鋼組織が得られないので、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
また、第１冷却速度を２０℃／ｓ以上とすると、フェライト変態が十分に進まないため、やはり強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
＜第２冷却終了温度：２００℃以下までを第２冷却速度：１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷＞
ベイナイト変態を抑制し、ＤＰ鋼組織を作り込むためである。
ベイナイト変態を抑制し、ＤＰ鋼組織を作り込むためである。
第２冷却終了温度を２００℃超、または、第２冷却速度を１００℃／ｓ未満とすると、ベイナイトが形成されるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
＜焼戻し加熱温度：１５０〜６００℃の温度で焼戻し保持時間：１０００ｓ以下焼戻し＞
硬質のマルテンサイトを焼き戻して軟質化することで強度を確保しつつ延性を高めることができる。
硬質のマルテンサイトを焼き戻して軟質化することで強度を確保しつつ延性を高めることができる。
焼戻し加熱温度が１５０℃未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、伸びが確保できなくなる。一方、焼戻し加熱温度が６００℃よりも高くなると、マルテンサイトが軟質化し過ぎて、強度が確保できなくなる。
また、焼戻し保持時間が１０００ｓ超になると、生産性が低下するため好ましくない。
[熱処理条件（その２）]
本熱処理条件は、本発明鋼をＴＲＩＰ鋼とする場合であって、強度と伸びのバランスにおいて伸びよりも強度を重視する場合の好ましい熱処理条件である。焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から第１冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後滞留温度：３００〜６００℃の温度範囲に滞留時間：１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う。
本熱処理条件は、本発明鋼をＴＲＩＰ鋼とする場合であって、強度と伸びのバランスにおいて伸びよりも強度を重視する場合の好ましい熱処理条件である。焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から第１冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後滞留温度：３００〜６００℃の温度範囲に滞留時間：１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う。
＜焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下＞
上記［熱処理条件（その１）］と同様の理由による。
上記［熱処理条件（その１）］と同様の理由による。
＜第１冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却＞
上記［熱処理条件（その１）］と異なり、冷却途中におけるフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進することで、強度を高めるためである。
上記［熱処理条件（その１）］と異なり、冷却途中におけるフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進することで、強度を高めるためである。
第１冷却終了温度を３００℃未満とすると、マルテンサイト変態が起こり、一方、第１冷却終了温度を５５０℃超とすると、フェライト変態が起こるため、いずれの場合も、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
また、第１冷却速度を２０℃／ｓ未満とすると、冷却中にフェライト変態が起こるため、やはり強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
＜滞留温度：３００〜６００℃の温度範囲に滞留時間：１０〜１０００ｓ滞留＞
ベイニティックフェライトの形成を促進させ、残留オーステナイトへの炭素の濃化を進めるためである。なお、滞留温度は一定にする必要はなく、必要に応じて上記の温度範囲内で加熱、冷却を行ってもよい。温度変化があっても上記の温度範囲内であれば滞留とみなし、その時間の総計を滞留時間とする。たとえば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスの場合、亜鉛めっき浴に浸漬するため、一旦４５０℃で１０ｓ保持した後、合金化のために１０℃／ｓで１０ｓかけて５５０℃に再加熱し、その温度で１０ｓ保持した後、２５℃／ｓで室温まで冷却（３００℃までは１０ｓかかる）するが、そのときの滞留時間は、４５０℃での保持１０ｓ、合金化のための再加熱１０ｓ、５５０℃での保持１０ｓ、３００℃までの冷却１０ｓの合計４０ｓとなる。
ベイニティックフェライトの形成を促進させ、残留オーステナイトへの炭素の濃化を進めるためである。なお、滞留温度は一定にする必要はなく、必要に応じて上記の温度範囲内で加熱、冷却を行ってもよい。温度変化があっても上記の温度範囲内であれば滞留とみなし、その時間の総計を滞留時間とする。たとえば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスの場合、亜鉛めっき浴に浸漬するため、一旦４５０℃で１０ｓ保持した後、合金化のために１０℃／ｓで１０ｓかけて５５０℃に再加熱し、その温度で１０ｓ保持した後、２５℃／ｓで室温まで冷却（３００℃までは１０ｓかかる）するが、そのときの滞留時間は、４５０℃での保持１０ｓ、合金化のための再加熱１０ｓ、５５０℃での保持１０ｓ、３００℃までの冷却１０ｓの合計４０ｓとなる。
滞留温度が３００℃未満では、マルテンサイト変態が起こり、一方、滞留温度が５００℃超では、フェライト変態が起こるため、いずれの場合も強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
また、滞留時間が１０ｓ未満では、ベイニティックフェライトの形成が不十分で残留オーステナイトへの炭素の濃化が不十分となり、一方、滞留時間が１０００ｓ超では、残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解するため、いずれの場合も伸びが低下する。
[熱処理条件（その３）]
本熱処理条件は、上記熱処理条件（その２）と同様、本発明鋼をＴＲＩＰ鋼とする場合であるが、上記熱処理条件（その２）と異なり、強度と伸びのバランスにおいて強度よりも伸びを重視する場合の好ましい熱処理条件である。焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から第１冷却終了温度：４５０〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後第２冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第２冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらにその後滞留温度：３００〜６００℃の温度範囲に滞留時間：１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う。
本熱処理条件は、上記熱処理条件（その２）と同様、本発明鋼をＴＲＩＰ鋼とする場合であるが、上記熱処理条件（その２）と異なり、強度と伸びのバランスにおいて強度よりも伸びを重視する場合の好ましい熱処理条件である。焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から第１冷却終了温度：４５０〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後第２冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第２冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらにその後滞留温度：３００〜６００℃の温度範囲に滞留時間：１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う。
＜焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜９５０℃、焼鈍保持時間：１０００ｓ以下＞
上記［熱処理条件（その１）］と同様の理由による。
上記［熱処理条件（その１）］と同様の理由による。
＜第１冷却終了温度：４５０〜７５０℃までを第１冷却速度：２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却、
第２冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却＞
上記［熱処理条件（その２）］と異なり、冷却前半の緩冷却によりフェライト変態をある程度進めることで、強度は犠牲にしつつも伸びを確保し、冷却後半の急冷によりフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進することで、上記冷却前半で犠牲にした強度を回復させるためである。
第２冷却終了温度：３００〜５５０℃までを第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却＞
上記［熱処理条件（その２）］と異なり、冷却前半の緩冷却によりフェライト変態をある程度進めることで、強度は犠牲にしつつも伸びを確保し、冷却後半の急冷によりフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進することで、上記冷却前半で犠牲にした強度を回復させるためである。
第１冷却終了温度を４５０℃未満とすると、冷却中にベイナイトが形成され、一方、第１冷却終了温度を７５０℃超とすると、フェライトが十分に形成されず、また、第１冷却速度を２０℃／ｓ以上とすると、フェライト変態が十分に進まないため、いずれの場合も伸びが確保できなくなる。
また、第２冷却終了温度を３００℃未満とすると、マルテンサイト変態が起こり、一方、第２冷却終了温度を５５０℃超とすると、フェライト変態が起こり、また、第２冷却速度を２０℃／ｓ未満とすると、冷却中にフェライト変態が起こるため、いずれの場合も強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
＜滞留温度：３００〜６００℃の温度範囲に滞留時間：１０〜１０００ｓ滞留＞
上記［熱処理条件（その２）］と同様に、ベイニティックフェライトの形成を促進させ、残留オーステナイトへの炭素の濃化を進めるためである。
上記［熱処理条件（その２）］と同様に、ベイニティックフェライトの形成を促進させ、残留オーステナイトへの炭素の濃化を進めるためである。
以上のように、上記で例示した製造方法は、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各製造方法に適用しうるものである。
種々の成分からなる鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成し、これを、熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度熱間圧延し厚さ３．２ｍｍとし、さらにこれを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とした。
そして、各供試材に対し、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕で例示した各熱処理条件で熱処理を施し、熱処理後の各鋼板の機械的特性を測定し、それのバラツキの度合いから機械的特性の安定性を評価した。
なお、機械的特性としては、引張強度ＴＳと伸びＥＬを測定したが、これらの測定は、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。
以下、試験結果を熱処理条件ごとに分けて示す。
〔試験１〕：熱処理条件（その１）を適用した場合
下記表１に供試材の成分を、表２に熱処理条件（図１の熱処理パターン参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
下記表１に供試材の成分を、表２に熱処理条件（図１の熱処理パターン参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
〔試験２〕：熱処理条件（その２）を適用した場合
下記表３に供試材の成分を、表４に熱処理条件（図２の熱処理パターン参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
下記表３に供試材の成分を、表４に熱処理条件（図２の熱処理パターン参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
〔試験３〕：熱処理条件（その３）を適用した場合
下記表５に供試材の成分を、表６に熱処理条件（図３の熱処理パターン［滞留温度が一定のケース］参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
下記表５に供試材の成分を、表６に熱処理条件（図３の熱処理パターン［滞留温度が一定のケース］参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
〔試験４〕：熱処理条件（その３）を適用した場合
下記表７に供試材の成分を、表８に熱処理条件（図４の熱処理パターン［滞留温度が変化するケース］参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
下記表７に供試材の成分を、表８に熱処理条件（図４の熱処理パターン［滞留温度が変化するケース］参照）と熱処理後の鋼板の機械的特性を、それぞれ示す。
なお、上記試験１〜４とも、各供試材に対して、表２、４、６、８に示すように、それぞれ焼鈍加熱温度を３０℃変化させて熱処理を行い、引張強度ＴＳの変化量（バラツキに相当）を測定することによって、機械的特性の安定性を評価した。
上記表１〜８に示すように、発明鋼（判定：○のもの）は、いずれも、引張強度ＴＳのバラツキΔＴＳが２０ＫＰａ以下となり、機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板が得られた。
これに対して、比較鋼（判定：×のもの）は、ＮとＡｌの含有量が本発明の規定する関係を満たさないか、または、焼鈍加熱温度が推奨範囲を外れていることにより、引張強度ＴＳのバラツキΔＴＳが２０ＫＰａを超え、機械的特性の安定性に劣っている。
Claims (7)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０２〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）、
Ｍｎ：０．２％以上３．０％未満、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００２〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００２％以上
を含み、さらに、ＮとＡｌの含有量が、
−０．０００５≦［Ｎ］−（１４．０１／２６．９８）×［Ａｌ］≦０．００２０（ここに、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。）
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１または２に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施されたものである高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後２００℃以下までを１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷して焼鈍し、さらにその後１５０〜６００℃で１０００ｓ以下焼戻しを行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、３００〜５５０℃までを２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後３００〜６００℃の温度範囲に１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、熱処理を行うに際し、
該熱処理を、Ａｃ３〜９５０℃で１０００ｓ以下保持した後、４５０〜７５０℃までを２０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却し、その後３００〜５５０℃までを平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、さらにその後３００〜６００℃の温度範囲に１０〜１０００ｓ滞留させたのち冷却して行う
ことを特徴とする機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012157267A1 (ja) * | 2011-05-18 | 2012-11-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
| WO2012157268A1 (ja) * | 2011-05-18 | 2012-11-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2013040383A (ja) * | 2011-08-17 | 2013-02-28 | Kobe Steel Ltd | 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法 |
| US10544489B2 (en) | 2010-11-18 | 2020-01-28 | Kobe Steel, Ltd. | Highly formable high-strength steel sheet, warm working method, and warm-worked automobile part |
| CN113897540A (zh) * | 2020-06-22 | 2022-01-07 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种高强度精密冲压汽车座椅调节器齿盘用冷轧钢板 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002053935A (ja) * | 2000-02-29 | 2002-02-19 | Kawasaki Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003313636A (ja) * | 2002-04-25 | 2003-11-06 | Jfe Steel Kk | 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2003321714A (ja) * | 2002-04-26 | 2003-11-14 | Jfe Steel Kk | 歪み時効硬化特性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
| JP2004332104A (ja) * | 2003-04-16 | 2004-11-25 | Jfe Steel Kk | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
-
2008
- 2008-10-23 JP JP2008273088A patent/JP5280795B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002053935A (ja) * | 2000-02-29 | 2002-02-19 | Kawasaki Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003313636A (ja) * | 2002-04-25 | 2003-11-06 | Jfe Steel Kk | 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2003321714A (ja) * | 2002-04-26 | 2003-11-14 | Jfe Steel Kk | 歪み時効硬化特性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
| JP2004332104A (ja) * | 2003-04-16 | 2004-11-25 | Jfe Steel Kk | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10544489B2 (en) | 2010-11-18 | 2020-01-28 | Kobe Steel, Ltd. | Highly formable high-strength steel sheet, warm working method, and warm-worked automobile part |
| WO2012157267A1 (ja) * | 2011-05-18 | 2012-11-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
| WO2012157268A1 (ja) * | 2011-05-18 | 2012-11-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2012241217A (ja) * | 2011-05-18 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
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