JP2016050343A - 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C:0.15〜0.3%、Si:0.001〜2%、Mn:2.1〜4%、P:0.05以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、Al:0.001〜1%、Ti:0.001〜0.1%、B:0.0001〜0.01%を含み、固溶B量solB[mass%]および旧オーステナイト粒径Dγ[μm]の値がsolB・Dγ≧0.0010の関係を満たし、ポリゴナルフェライトが10%以下、ベイナイトが30%以下、残留オーステナイトが6%以下、焼き戻しマルテンサイトが60%以上であり、焼き戻しマルテンサイト中のFe炭化物の個数密度が1×106/mm2以上であり、鋼全体の平均転位密度が1.0×1015〜2.0×1016/m2、結晶粒径が7.0μm以下である鋼組織を有する超高強度冷延鋼板。
【選択図】図1
Description
しかしながら、引張強度が1300MPaを超えるような超高強度鋼板を自動車用部材として適用する場合、そのプレス成形性もさることながら、鋼板の水素脆化割れを解決する必要がある。
特許文献1および2には所定の化学組成を有する冷延鋼板をAc3点以上に加熱し、焼き入れ焼き戻しを行うことで鋼組織をマルテンサイト主体組織とし、耐水素脆化特性を改善したとする超高強度冷延鋼板に関する技術が開示されている。しかし、いずれの発明でも延性や穴広げ性などの加工性に関する記述がないため、プレス成型用途に供される冷延鋼板として適切な発明であるかは不明である。
特許文献4には所定の化学組成を有する鋼板を、表層脱炭焼鈍後、Ac3点以上に加熱し、焼き入れ、焼き戻しを行うことにより、鋼内部の組織を焼き戻しマルテンサイト主体組織としながらも、表層を軟質化させることで曲げ性と耐遅れ破壊特性を改善したとする1270MPa級以上の引張強度を有する冷延鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、同発明では曲げ性を改善する手法として表層組織の軟質化を用いており、疲労強度の低下が懸念される。
その結果、所定の化学組成を有する鋼が、下記i〜vを同時に満たした場合、鋼板の耐水素脆化特性が大幅に向上することを見出した。
i:鋼の組織分率が、面積率で、ポリゴナルフェライトが10%以下、ベイナイトが30%以下、残留オーステナイトが6%以下、焼き戻しマルテンサイトが60%以上
ii:焼き戻しマルテンサイト中のFe系炭化物の個数密度が1×106/mm2以上
iii:鋼の平均有効結晶粒径が7.0μm以下
iv:鋼の平均転位密度が1.0×1015〜2.0×1016/m2
とし、さらに、
v:固溶状態として鋼中に存在する固溶B量solB[質量%]と旧オーステナイト粒径Dγ[μm]について、これらの積で規定される値が、図1に示すように下記の関係を満足すること
solB・Dγ≧0.0010
(1)質量%で、
C:0.150%〜0.300%、
Si:0.001%〜2.0%、
Mn:2.10%〜4.0%、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
N:0.01%以下、
Al:0.001%〜1.0%、
Ti:0.001%〜0.10%、
B:0.0001%〜0.010%、
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ、鋼中の固溶B量solB[質量%]及び旧オーステナイト粒径Dγ[μm]の値が下記(式1)の関係を満たし、さらに、面積率で、ポリゴナルフェライトが10%以下、ベイナイトが30%以下、残留オーステナイトが6%以下、焼き戻しマルテンサイトが60%以上であり、焼き戻しマルテンサイト中のFe炭化物の個数密度が1×106/mm2以上で、鋼全体の平均転位密度が1.0×1015/m2以上、2.0×1016/m2以下で、有効結晶粒径が7.0μm以下である鋼組織を有することを特徴とする、引張強度が1300MPa以上で耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
solB・Dγ≧0.0010 ・・・(式1)
(3)前記(1)または(2)に記載の化学組成が、Feの一部に代えて、Cr:0.001%〜1.0%、Ni:0.001%〜1.0%、Cu:0.001〜1.0%の一種または二種以上を含有するものであることを特徴とする、前記(1)または(2)に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
(4)前記(1)〜(3)のいずれかに記載の化学組成が、Feの一部に代えて、V:0.001%〜0.50%、Nb:0.001%〜0.10%の一種または二種を含有するものであることを特徴とする、前記(1)〜(3)のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
(5)前記(1)〜(4)のいずれかに記載の化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0001%〜0.01%、Mg:0.0001%〜0.01%、Bi:0.0001%〜0.01%、REM:0.0001%〜0.1%の一種または二種以上を含有するものであることを特徴とする、前記(1)〜(4)のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
(6)降伏強度相当の応力を付与した際の、限界拡散性水素量が0.20ppm以上であることを特徴とする、前記(1)〜(5)のいずれかに記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
(A)以下の工程を備える熱間圧延工程
(A−1)1180℃以上にスラブを加熱する工程
(A−2)加熱されたスラブを1050℃以上、1150℃以下での総圧下率が50%以上となるよう圧延する粗圧延工程
(A−3)1050℃以下〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が60〜95%、かつ、仕上げ最終パスの圧延率が10%〜30%、仕上げ最終パスの温度が880℃〜980℃とする仕上げ圧延工程
(A−4)仕上げ圧延工程終了から1秒以上経過後に、5℃/秒以上、50℃/秒以下の冷却速度で巻き取り温度450℃〜700℃まで冷却する冷却工程
(B)20%以上80%以下の冷間圧延を行う工程
(C)以下の工程を備える連続焼鈍工程
(C−1)冷間圧延後の鋼板をAc3以上、900℃以下の温度に加熱し、該温度域で1秒以上、500秒以下の保持を行う工程であり、700℃〜Ac3の温度範囲における平均加熱速度を0.1℃/秒以上、10℃/秒以下とする加熱工程
(C−2)200℃以上、(Ms−50)℃以下まで冷却を行う冷却工程であって、その際の冷却開始温度が620℃以上であり、かつ、平均冷却速度が10℃/秒以上である工程
(C−3)冷却過程で200℃以上、350℃以下の温度で100秒以上、600秒以下保持する工程
[C:0.150%〜0.300%]
Cは、所望の引張強度を達成するために必須の元素である。一方、過度の添加は耐水素脆化特性や溶接性を劣化させる。従って、その含有量は0.150%〜0.300%とする。
Siは鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の添加は鋼板の化成処理性や耐水素脆化特性を劣化させる。従ってその含有量は0.001%〜2.0%とする。好ましくは0.001%〜1.30%、より好ましくは0.001%〜0.80%である。
[Mn:2.10%〜4.0%]
Mnは強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の焼入性向上には必須の元素であるため、その下限値は2.10%とする。一方、過度の添加はスポット溶接部の靭性や耐水素脆化特性を劣化させる。従って、その上限値は4.0%とする。好ましくは2.10%〜3.0%である。
Pは固溶強化元素であり、鋼板の高強度化には有効な元素であるが、過度の添加は溶接性及び靱性を劣化させる。従って、P含有量は0.05%以下とする。より好ましくは0.02%以下である。
[S:0.01%以下]
Sは不純物として含有される元素であり、鋼中でMnSを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、S含有量を0.01%以下とする。好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.003%以下である。
Nは不純物として含有される元素であり、その含有量が0.01%を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して穴広げ性を劣化させる。したがって、N含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.006%以下である。
[Al:0.001%〜1.0%]
Alは、鋼の脱酸のため少なくとも0.001%を添加する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させる。従ってその含有量は1.0%を上限とする。好ましくは0.001%〜0.50%、より好ましくは0.005%〜0.20%である。
Tiは鋼中でTiNとしてNを固定することで、焼入性低下因子となるBNの形成を抑制する。また加熱時のオーステナイト粒径を微細化し靱性および耐水素脆性を向上させる。一方、過剰に添加すると粗大なTi炭化物が生成し、鋼板の靭性および耐水素脆性が低下する。従ってその含有量は0.001%〜0.10%とする。好ましくは0.005%〜0.070%、より好ましくは0.010%〜0.050%である。
Bは鋼板の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界を安定化することで鋼の焼入性を高める。また、オーステナイト粒界の結合力を高めることにより鋼板の靭性および耐水素脆化特性を向上させる。一方、過度の添加はホウ化物を形成することにより、鋼の焼入性を損なう結果となる。従ってその含有量は0.0001〜0.010%とする。好ましくは0.0006%〜0.0050%、より好ましくは0.0011〜0.0040%である。
[Mo:0.001%〜0.50%]
Moは鋼板の焼入れ性の向上に有効な元素であり、鋼板の加熱中のオーステナイト粒径を微細化することで靭性および耐水素脆化特性を向上させる効果も有するため、添加することが好ましい元素である。一方、過度の添加は効果が飽和し徒にコストの増大を招く。従ってその含有量は0.001%〜0.50%とする。より好ましくは0.050〜0.30%である。
Cr、Ni、Cuはいずれも鋼板の高強度化に有効な元素であるため必要に応じて添加してもよい。しかしこれらの元素を過度に添加すると効果が飽和し徒にコストの増大を招く。従って、その含有量はCr:0.001%〜1.0%、Ni:0.001%〜1.0%、Cu:0.001%〜1.0%とする。より好ましくはCr:0.001%〜0.50%、Ni:0.001%〜0.50%、Cu:0.001%〜0.50%である。
VおよびNbは炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であることから必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に添加しても効果が飽和し徒にコストを上昇させる。従ってその含有量はそれぞれV:0.001%〜0.50%、Nb:0.001%〜0.10%とする。好ましくはV:0.030%〜0.20%、Nb:0.005%〜0.050%とする。
Ca、Mg、REMは鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Biは鋼中におけるMn、Si等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素であり、それぞれ鋼板の耐水素脆化特性および靭性向上に寄与することから、必要に応じて添加することが好ましい。その効果を得るには、それぞれ0.0001%以上の添加を要する。一方、過度の添加は延性の劣化を引き起こすため、その含有量はCa:0.01%、Mg:0.01%、Bi:0.01%、REM:0.1%とする。
ここで、REMとは、Sc、Y、およびランタノイドの合計17元素を指し、REMの含有量とは、これら元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
[ポリゴナルフェライトが面積率で10%以下、ベイナイトが30%以下、残留オーステナイトが6%以下、焼き戻しマルテンサイトが60%以上]
1300MPa以上の引張強度と優れた耐水素脆化特性を全て満足するためには鋼組織をこのように限定する必要がある。ポリゴナルフェライトが10%を超える、あるいはベイナイトが30%を超えると1300MPa以上の引張強度を得ることが困難となる場合がある。焼き戻しマルテンサイトが60%を下回る、あるいは残留オーステナイトが6%を超えると優れた耐水素脆化特性を得ることが困難となる場合がある。
優れた耐水素脆化特性を得るには、焼き戻しマルテンサイト中のFe炭化物の個数密度を1×106/mm2以上とする必要がある。
1300MPa以上の引張強度と、優れた耐水素脆化特性を両立するには、鋼全体の平均転位密度が1.0×1015/m2以上、2.0×1016/m2以下とする必要がある。
優れた耐水素脆化特性を得るには有効結晶粒径を7.0μm以下とする必要がある。好ましくは5.0μm以下である。なお有効結晶粒径とは後述の手法にて述べる結晶方位差15°以上の粒界に囲まれた領域の結晶粒径を意味し、例えばマルテンサイトではそのブロック粒径に相当する。
ポリゴナルフェライト、ベイナイト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率については、鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液により鋼組織を現出後、1/8〜3/8厚さ位置を走査型電子顕微鏡(倍率:5000倍、5視野)を用いて撮影し、得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって算出した値をその面積率とする。残留オーステナイトの面積率については、鋼板の1/4厚さの面を観察面としてX線回折を行い、bccとfccのピーク面積比から算出した値をその面積率とする。
solBは固溶状態として存在するB量、Dγは旧オーステナイト粒径を表し、式(1)の左辺は旧オーステナイト粒界中のB濃度に対応する値である。
本発明者らが、上記B量と旧オーステナイト粒径を種々変化させて、式(1)の左辺の値と耐水素脆化特性の関係について調査した結果、図1の本発明範囲で示される領域で、耐水素脆化特性が向上する結果が得られた。すなわち、式(1)左辺の値が0.0010以上であれば、旧オーステナイト粒界が固溶Bの偏析により十分安定化するため、耐水素脆化特性が向上することが認められた。
なお旧オーステナイト粒界が微細になるほど、全体積に占めるオーステナイト粒界の割合が増大するために、粒界B濃度は低下する。従って、Dγが微細な鋼ほど、式(1)を満足するためにより多くのsolBが必要となる。
Dγについては、鋼板の圧延方向断面を切出し、ピクリン酸アルコール溶液を用いて旧オーステナイト粒界を現出後、1/8〜3/8厚さ位置を光学顕微鏡(倍率:1000倍、5視野)を用いて撮影し、得られた組織写真から、線分法により算出した値とした。
[引張強度が1300MPa以上]
本発明における超高強度冷延鋼板の引張強度は1300MPa以上とする。近年の自動車用鋼板に要求される軽量化と衝突安全性を満足するためには引張強度で1300MPa以上を有することが必要である。より好ましくは1470MPa以上である。
限界拡散性水素量とは、鋼板にある応力を負荷した際に水素脆化割れが発生する鋼中水素量のしきい値であり、この値が高い鋼板ほど、耐水素脆化特性が優れることとなる。
本発明では、降伏強度相当の応力を付与した際の限界拡散性水素量を好ましくは0.20ppm以上とする。なお、降伏強度とは、0.2%オフセット法により測定された0.2%耐力をもって、その鋼板の降伏強度とする。
図2に示す形状の切欠付き引張試験片を、試験片の長手方向が圧延方向と平行となるよう採取した。電気化学セル内で、引張試験片の切欠部に負荷される応力が降伏強度相当となるよう定荷重を負荷し、その後、試験片が破断に至るまで連続的に陰極水素チャージを行った。電解液には3%NaCl水溶液に3g/Lのチオシアン酸アンモニウムを加えたものを使用し、チャージ電流密度は−0.05mA/cm2とした。破断後の試験片は即座に液体窒素中に保管し、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法(昇温速度:100℃/時間、300℃まで測定)で鋼中の水素量を測定した。室温から200℃までに鋼材から放出された水素量を拡散性水素量とした。同様の試験を3回行い、その平均値を降伏強度相当の応力を付与した際の限界拡散性水素量と定義した。
上記のように成分調整された溶鋼から鋼スラブとし、そのスラブを以下のような(A)熱間圧延工程、(B)冷間圧延工程、(C)連続焼鈍工程を経て鋼板とする。
熱間圧延におけるスラブ加熱温度は以上のように規定する。最終製品板において、十分なsolB量を得るには、ボロン化物の溶解を促進するためスラブ加熱温度を1180℃以上とする必要がある。
なお使用する鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法にて鋳造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でもよい。また、鋳造したスラブは一旦室温まで冷却しても、室温まで冷却することなく加熱炉に直送しても構わない。
熱間圧延の粗圧延工程での圧下率および圧延温度は以上のように規定する。1050℃以上、1150℃以下での総圧下率が50%以下であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となるため、熱延板組織の不均質化につながる。
粗圧延工程に続く仕上げ圧延工程での圧下配分および圧延温度は以上のように規定する。1050℃以下〜仕上げ最終パス前までの総圧下率(1050℃以下で行われるパスから仕上げ最終パスの直前のパスまでの合計圧下率)が95%を超える、または仕上げ最終パスの圧延率が30%を超える、または仕上げ最終パスの温度(入側温度)が880℃を下回った場合、ボロン化物の熱間圧延中の析出が促進されるため、最終製品板におけるsolB量の確保が困難となる。一方、1050℃以下〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が60%を下回る、または仕上げ最終パスの圧延率が10%を下回る、または仕上げ最終パスの温度が980℃を上回ると、熱延板組織の粗大化を招き、最終製品板組織の粗大化につながるため、本発明が規定する有効結晶粒径を得ることが困難となる。
仕上げ最終パス後の冷却条件は以上のように規定する。仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間が1秒未満であると、オーステナイトの再結晶が不十分となり鋼板の異方性が顕在化するため好ましくない。仕上げ圧延終了から巻き取り温度までの冷却速度が5℃/秒未満であると、高温域でのフェライト変態が促進され、熱延板組織が粗大化するため好ましくない。一方、冷却速度を50℃/秒以上とすることは、実操業上困難であるため、50℃/秒を冷却速度の上限とする。
なお、巻取った熱延コイルの酸洗方法は常法に従えばよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
[20%以上80%以下の冷間圧延]
冷間圧延後の連続焼鈍工程における鋼板の加熱速度については、ボロン元素のオーステナイト界面への偏析を促すため、700℃〜Ac3の温度範囲における平均加熱速度は10℃/秒以下とする。一方、この範囲の加熱速度が遅すぎると、鋼板の製造性を阻害するため、0.1℃/秒を下限値とする。
オーステナイト化を十分に進行させるために、連続焼鈍工程における鋼板の最高加熱温度はAc3以上とし、1秒以上保持することとする。一方で最高加熱温度が高すぎた場合、オーステナイト粒径が粗大化し、最終製品板における有効結晶粒径が粗大化するため耐水素脆性が劣化する。従って、最高加熱温度の上限は900℃以下とする。また、保持時間が長すぎると鋼板の製造性を阻害するため、500秒を保持時間の上限値とする。
上記のように加熱保持された鋼板の冷却工程における二次冷却の冷却開始温度、冷却停止温度、および平均冷却速度は以上のように規定する。すなわち、冷却工程において十分にマルテンサイトを生成させ、60%以上のマルテンサイトを得るためには、冷却停止温度を(Ms−50℃)以下とする必要がある。一方、冷却停止温度が200℃を下回ると、鋼板内の温度むらの増大を招き、材質のばらつきを助長する。より好ましい冷却停止温度の範囲は200℃〜(Ms−80℃)、より好ましくは200℃〜(Ms−120℃)である。冷却開始温度が620℃を下回ると、フェライト変態が過剰に進行する。好ましい冷却開始温度は650℃以上、より好ましくは700℃以上である。平均冷却速度が10℃/秒を下回ると、フェライト変態が過剰に進行する。好ましい冷却速度は20℃/秒以上、より好ましくは50℃/秒以上である。なお、最高加熱温度から冷却開始までの冷却速度は特に規定するものではないが、1℃/秒以上、10℃/秒未満であることが好ましい。
以上のような冷却に引き続いて、上記の温度範囲で保持する過時効処理を行う。保持温度が200℃未満である、または、保持時間が100秒未満であると所望の転位密度および炭化物密度を得ることが困難となる。一方、保持温度が350℃を上回る、または、保持時間が600秒を上回ると鋼板強度の低下が著しくなり、所望の引張強度を得ることが困難となる。好ましい保持温度の範囲は220℃〜320℃である。
表1に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製してスラブを鋳造し、表2に示す条件にて熱間圧延を施し2.5mm厚の熱延鋼板を得た。その後酸洗を施し、表2に示す圧下率の冷間圧延を行い、1.0mm厚の冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板について、図3及び表2に示す条件の熱処理を行った。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.150%〜0.300%、
Si:0.001%〜2.0%、
Mn:2.10%〜4.0%、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
N:0.01%以下、
Al:0.001%〜1.0%、
Ti:0.001%〜0.10%、
B:0.0001%〜0.010%
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ、鋼中の固溶B量solB[質量%]及び旧オーステナイト粒径Dγ[μm]の値が下記式(1)の関係を満たし、さらに、面積率で、ポリゴナルフェライトが10%以下、ベイナイトが30%以下、残留オーステナイトが6%以下、焼き戻しマルテンサイトが60%以上であり、焼き戻しマルテンサイト中のFe炭化物の個数密度が1×106/mm2以上で、鋼全体の平均転位密度が1.0×1015/m2以上、2.0×1016/m2以下で、有効結晶粒径が7.0μm以下である鋼組織を有することを特徴とする、引張強度が1300MPa以上で耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
solB・Dγ≧0.0010 ・・・(1) - 請求項1に記載の化学組成が、Feの一部に代えて、Mo:0.001%〜0.50%を含有するものであることを特徴とする、請求項1に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 請求項1または2に記載の化学組成が、Feの一部に代えて、Cr:0.001%〜1.0%、Ni:0.001%〜1.0%、Cu:0.001%〜1.0%の一種または二種以上を含有するものであることを特徴とする、請求項1または2に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の化学組成が、Feの一部に代えて、V:0.001%〜0.50%、Nb:0.001%〜0.10%の一種または二種を含有するものであることを特徴とする、請求項1〜3のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか1項に記載の化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0001%〜0.01%、Mg:0.0001%〜0.01%、Bi:0.0001%〜0.01%、REM:0.0001%〜0.1%の一種または二種以上を含有するものであることを特徴とする、請求項1〜4のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 降伏強度相当の応力を付与した際の、限界拡散性水素量が0.20ppm以上であることを特徴とする、請求項1〜5のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜5のいずれか1項に記載の化学組成を有するスラブに対して、下記(A)〜(C)の工程を施すことを特徴とする、請求項1〜6のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
(A)以下の工程を備える熱間圧延工程
(A−1)1180℃以上にスラブを加熱する工程
(A−2)加熱されたスラブを1050℃以上、1150℃以下での総圧下率が50%以上となるよう圧延する粗圧延工程
(A−3)1050℃以下〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が60〜95%、かつ、仕上げ最終パスの圧延率が10%〜30%、仕上げ最終パスの温度が880℃〜980℃とする仕上げ圧延工程
(A−4)仕上げ圧延工程終了から1秒以上経過後に、5℃/秒以上、50℃/秒以下の冷却速度で巻き取り温度450℃〜700℃まで冷却する冷却工程
(B)20%以上80%以下の冷間圧延を行う工程
(C)以下の工程を備える連続焼鈍工程
(C−1)冷間圧延後の鋼板をAc3以上、900℃以下の温度に加熱し、該温度域で1秒以上、500秒以下の保持を行う工程であり、700℃〜Ac3の温度範囲における平均加熱速度を0.1℃/秒以上、10℃/秒以下とする加熱工程
(C−2)200℃以上、(Ms−50)℃以下まで冷却を行う冷却工程であって、その際の冷却開始温度が620℃以上であり、かつ、平均冷却速度が10℃/秒以上である工程
(C−3)冷却過程の200℃以上、350℃以下の温度で100秒以上、600秒以下保持する工程
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JP2014176493A JP6295893B2 (ja) | 2014-08-29 | 2014-08-29 | 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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