JP2545316B2 - 強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、５００Ｎ／ｍｍ2以上
の引張強度で強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製
造方法に係わる。
の引張強度で強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製
造方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板の高強度化は、これまでは
低燃費を望む自動車購入，利用者のニーズを車体軽量化
により実現するために行なわれてきた。ところが、直近
においては地球規模の環境問題から燃料消費そのものが
取り沙汰にされ、地球温暖化対策として二酸化炭素の排
出量を規制する意味から燃費を低減させるという社会的
な要請から、これまでに増して高強度鋼板に対する重要
性が指摘されるようになってきた。自動車部品の軽量化
は、その部品にとって必要な種々の強度特性（衝突強
度、剛体としての強度、溶接強度、疲労強度など）を維
持しながら板厚を減少させることにより行なわれる。従
って、強度を上げても成形性が劣化することは、当該部
品には用いることの不可能であることを意味し、高強度
でありながら加工性の優れた鋼材であることが当然重要
な要素となる。
低燃費を望む自動車購入，利用者のニーズを車体軽量化
により実現するために行なわれてきた。ところが、直近
においては地球規模の環境問題から燃料消費そのものが
取り沙汰にされ、地球温暖化対策として二酸化炭素の排
出量を規制する意味から燃費を低減させるという社会的
な要請から、これまでに増して高強度鋼板に対する重要
性が指摘されるようになってきた。自動車部品の軽量化
は、その部品にとって必要な種々の強度特性（衝突強
度、剛体としての強度、溶接強度、疲労強度など）を維
持しながら板厚を減少させることにより行なわれる。従
って、強度を上げても成形性が劣化することは、当該部
品には用いることの不可能であることを意味し、高強度
でありながら加工性の優れた鋼材であることが当然重要
な要素となる。
【０００３】現在、プレス成形により製造される車体部
品に用いられる鋼板は、そのほとんどが引張強度で３０
０〜４５０Ｎ／ｍｍ2のものである。従って、この強度
クラス程度の加工性を具備する引張強度５００〜７００
Ｎ／ｍｍ2程度の高強度鋼板に対するニーズが非常に高
い。一方、高強度で加工性が優れたものとして、残留オ
ーステナイトを含む高強度鋼板の製造方法が提案される
ようになった。これは、変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏ
ｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔ
ｙ：ＴＲＩＰ）を利用したものであり、これまでの普通
鋼高強度鋼板では最も優れたＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼の
強度延性特性を大きく上回るものとして脚光を浴びてい
る技術である。この鋼板の製造技術は、種々提案されて
いるが、その中でも６００Ｎ／ｍｍ2級程度の強度を得
るための技術についての具体例としては、特開平１−７
９３２１号公報、特開平１−７９３２２号公報、特開平
１−１６８８１９号公報などがある。
品に用いられる鋼板は、そのほとんどが引張強度で３０
０〜４５０Ｎ／ｍｍ2のものである。従って、この強度
クラス程度の加工性を具備する引張強度５００〜７００
Ｎ／ｍｍ2程度の高強度鋼板に対するニーズが非常に高
い。一方、高強度で加工性が優れたものとして、残留オ
ーステナイトを含む高強度鋼板の製造方法が提案される
ようになった。これは、変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏ
ｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔ
ｙ：ＴＲＩＰ）を利用したものであり、これまでの普通
鋼高強度鋼板では最も優れたＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼の
強度延性特性を大きく上回るものとして脚光を浴びてい
る技術である。この鋼板の製造技術は、種々提案されて
いるが、その中でも６００Ｎ／ｍｍ2級程度の強度を得
るための技術についての具体例としては、特開平１−７
９３２１号公報、特開平１−７９３２２号公報、特開平
１−１６８８１９号公報などがある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の技術はいずれも工業的に製造する上でいくつかの問題
を含んでいる。特開平１−１６８８１９号公報は、安定
して高度の材質を得るための工夫がないため、最良の材
質を得るための焼鈍温度は限られた狭い範囲でしかな
く、工業的に製造する観点からは完成された技術という
ことができない。特開平１−７９３２２号公報は、熱延
方法にその工夫の一端があるように思えるが、熱延にお
いてＢｓ点以下の温度でコイルに巻取り、ベイナイトが
面積比で５０〜１００％にする必要があり、これは水冷
による冷却にとっては膜沸騰と核沸騰の境界で巻取るこ
とを意味し、安定して得られる技術とは言い難い。以上
のように、これまでの残留オーステナイトを含む高強度
冷延鋼板の製造方法は、最終製品として得られる特性こ
そ、これまでの高強度鋼板の中では最も強度延性特性に
優れたＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼を大きく超えるものでは
あったが、これが市場に供給されないのは製造側におけ
る安定製造性にあったわけである。これを改良し、安定
して残留オーステナイトを含む強度延性特性に優れた高
強度冷延鋼板を製造することが課題として残っていたわ
けである。
の技術はいずれも工業的に製造する上でいくつかの問題
を含んでいる。特開平１−１６８８１９号公報は、安定
して高度の材質を得るための工夫がないため、最良の材
質を得るための焼鈍温度は限られた狭い範囲でしかな
く、工業的に製造する観点からは完成された技術という
ことができない。特開平１−７９３２２号公報は、熱延
方法にその工夫の一端があるように思えるが、熱延にお
いてＢｓ点以下の温度でコイルに巻取り、ベイナイトが
面積比で５０〜１００％にする必要があり、これは水冷
による冷却にとっては膜沸騰と核沸騰の境界で巻取るこ
とを意味し、安定して得られる技術とは言い難い。以上
のように、これまでの残留オーステナイトを含む高強度
冷延鋼板の製造方法は、最終製品として得られる特性こ
そ、これまでの高強度鋼板の中では最も強度延性特性に
優れたＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼を大きく超えるものでは
あったが、これが市場に供給されないのは製造側におけ
る安定製造性にあったわけである。これを改良し、安定
して残留オーステナイトを含む強度延性特性に優れた高
強度冷延鋼板を製造することが課題として残っていたわ
けである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、これらの課題
に対して、安定して高い水準であるものを工業的に製造
する観点から、特定成分の鋼を特定の熱延、および冷延
後の連続焼鈍方法をとることにより解決しようとするも
のである。その骨子とするところは、質量割合で Ｃ：０．０５％〜０．１５％ Ｓｉ：０．５％〜２．５％ Ｍｎ：０．５％〜３．０％ Ｓ≦０．００５％を含み、あるいはさらに Ｃａ：０．０００２％〜０．０
０２０％含有させ、残部実質上Ｆｅからなる方法にあ
る。
に対して、安定して高い水準であるものを工業的に製造
する観点から、特定成分の鋼を特定の熱延、および冷延
後の連続焼鈍方法をとることにより解決しようとするも
のである。その骨子とするところは、質量割合で Ｃ：０．０５％〜０．１５％ Ｓｉ：０．５％〜２．５％ Ｍｎ：０．５％〜３．０％ Ｓ≦０．００５％を含み、あるいはさらに Ｃａ：０．０００２％〜０．０
０２０％含有させ、残部実質上Ｆｅからなる方法にあ
る。
【０００６】
【作用】次に各要件の作用および数値限定理由について
述べる。 Ｃ：Ｃは、残留オーステナイト相生成のために重要な元
素で、０．０５％未満では十分な量の残留オーステナイ
トを得ることができずそのため良好な加工性を発揮する
ことができない。この意味からＣ量は高い方が良いが、
目標とする５００〜７００Ｎ／ｍｍ2強度特性を得る範
囲としてはその上限は０．１５％である。好ましくは、
０．０８〜０．１２％の範囲とすべきである。 Ｓｉ：Ｓｉは、４００℃付近のオーステンパー処理にて
オーステナイトを残留させるために重要な元素である。
これは、この温度付近での変態時に粗大なセメンタイト
の析出を伴う変態を抑え、オーステナイトを安定化させ
る効果がＳｉにあるためと考えられる。このようなＳｉ
の作用は、本発明にあっては０．５％以下では発揮され
ず、一方２．５％を超えるとその効果が飽和し、経済性
を損なうだけとなる。好ましくは、０．８〜１．８％の
範囲にすべきである。
述べる。 Ｃ：Ｃは、残留オーステナイト相生成のために重要な元
素で、０．０５％未満では十分な量の残留オーステナイ
トを得ることができずそのため良好な加工性を発揮する
ことができない。この意味からＣ量は高い方が良いが、
目標とする５００〜７００Ｎ／ｍｍ2強度特性を得る範
囲としてはその上限は０．１５％である。好ましくは、
０．０８〜０．１２％の範囲とすべきである。 Ｓｉ：Ｓｉは、４００℃付近のオーステンパー処理にて
オーステナイトを残留させるために重要な元素である。
これは、この温度付近での変態時に粗大なセメンタイト
の析出を伴う変態を抑え、オーステナイトを安定化させ
る効果がＳｉにあるためと考えられる。このようなＳｉ
の作用は、本発明にあっては０．５％以下では発揮され
ず、一方２．５％を超えるとその効果が飽和し、経済性
を損なうだけとなる。好ましくは、０．８〜１．８％の
範囲にすべきである。
【０００７】Ｍｎ：Ｍｎは、ある程度の焼き入れ性を付
与させるために添加する必要があり、これはＭｎにベイ
ナイトの変態を遅らせる効果とオーステナイトのマルテ
ンサイト変態開始温度を低くする効果があることから発
揮される効果と考えられる。本発明鋼においては、これ
らを有効的に発揮させるためにＭｎの含有範囲を規定す
る。０．５％未満であると十分なオーステナイトを確保
することができず、３．０％を超えると低温変態生成物
がいたずらに多くなり強度が高くなるだけである。より
好ましくは、０．８〜１．８％とするべきである。 Ｓ：Ｓは、本発明鋼においては伸びフランジ成形性を劣
化させる元素であるため徹底的に下げる必要がある。そ
のために０．００５％以下にする。さらに、必要に応じ
てＣａを０．０００２〜０．００２０％含有させるとそ
の効果がより明瞭に発揮される。続く熱延条件、ならび
に冷延後の連続焼鈍条件の限定は、本発明にあって成分
の限定とともに極めて重要である。
与させるために添加する必要があり、これはＭｎにベイ
ナイトの変態を遅らせる効果とオーステナイトのマルテ
ンサイト変態開始温度を低くする効果があることから発
揮される効果と考えられる。本発明鋼においては、これ
らを有効的に発揮させるためにＭｎの含有範囲を規定す
る。０．５％未満であると十分なオーステナイトを確保
することができず、３．０％を超えると低温変態生成物
がいたずらに多くなり強度が高くなるだけである。より
好ましくは、０．８〜１．８％とするべきである。 Ｓ：Ｓは、本発明鋼においては伸びフランジ成形性を劣
化させる元素であるため徹底的に下げる必要がある。そ
のために０．００５％以下にする。さらに、必要に応じ
てＣａを０．０００２〜０．００２０％含有させるとそ
の効果がより明瞭に発揮される。続く熱延条件、ならび
に冷延後の連続焼鈍条件の限定は、本発明にあって成分
の限定とともに極めて重要である。
【０００８】熱延工程においては、（フェライト変態開
始温度）〜（フェライト変態開始温度−７０℃）の温度
範囲において平均５℃／ｓ以上の冷却を施し６００℃以
上で巻取る必要がある。これは、本発明にあって、連続
焼鈍後の最終製品において安定して高位の強度延性特性
を得るためになくてはならない条件である。本発明者ら
は、安定して高位の強度延性特性を得るための方策が、
単に成分や連続焼鈍条件の最適化にのみあるのではなく
熱延組織の最適化も重要であることを発見し、さらに現
在の製造工程においてより安定して採用できる条件の下
での最適な組織について検討に検討を重ねた。その結果
が熱延仕上圧延後の冷却条件と巻取温度の限定に至った
ものである。６００℃未満の温度で巻取ると熱延組織に
低温変態生成物が混入することにより、冷延性が悪くな
るとともに焼鈍温度の条件が狭くなり工業的に不適当な
条件である。
始温度）〜（フェライト変態開始温度−７０℃）の温度
範囲において平均５℃／ｓ以上の冷却を施し６００℃以
上で巻取る必要がある。これは、本発明にあって、連続
焼鈍後の最終製品において安定して高位の強度延性特性
を得るためになくてはならない条件である。本発明者ら
は、安定して高位の強度延性特性を得るための方策が、
単に成分や連続焼鈍条件の最適化にのみあるのではなく
熱延組織の最適化も重要であることを発見し、さらに現
在の製造工程においてより安定して採用できる条件の下
での最適な組織について検討に検討を重ねた。その結果
が熱延仕上圧延後の冷却条件と巻取温度の限定に至った
ものである。６００℃未満の温度で巻取ると熱延組織に
低温変態生成物が混入することにより、冷延性が悪くな
るとともに焼鈍温度の条件が狭くなり工業的に不適当な
条件である。
【０００９】６００℃以上で巻取るに際しては、本発明
者らが高位に安定する材質特性を得るための条件が必ず
仕上圧延以降の冷却条件にあるものと考え、度重なる検
討を重ねたことはいうまでもない。その結果、（フェラ
イト変態開始温度）〜（フェライト変態開始温度−７０
℃）の温度範囲において平均５℃／ｓ以上の冷却を施す
ことが最適であることを見つけだした。この理由につい
ては未だ明らかになっていない部分が多いが、おそらく
この段階でのＭｎもしくはＣの分散程度が最終製品の組
織分布に影響したものと考えている。フェライト変態開
始温度−７０℃を超える温度で平均５℃／ｓ以上の冷却
を施さない場合には、最終製品の破断伸び特性が劣化す
る。
者らが高位に安定する材質特性を得るための条件が必ず
仕上圧延以降の冷却条件にあるものと考え、度重なる検
討を重ねたことはいうまでもない。その結果、（フェラ
イト変態開始温度）〜（フェライト変態開始温度−７０
℃）の温度範囲において平均５℃／ｓ以上の冷却を施す
ことが最適であることを見つけだした。この理由につい
ては未だ明らかになっていない部分が多いが、おそらく
この段階でのＭｎもしくはＣの分散程度が最終製品の組
織分布に影響したものと考えている。フェライト変態開
始温度−７０℃を超える温度で平均５℃／ｓ以上の冷却
を施さない場合には、最終製品の破断伸び特性が劣化す
る。
【００１０】連続焼鈍においては、まずＡｃ1変態点以
上Ａｃ3変態点以下の温度範囲において１０秒以上保持
する必要がある。これは、この焼鈍過程においてフェラ
イト／オーステナイト二相の状態にする必要があるため
である。Ａｃ3変態点以上であると焼鈍中全オーステナ
イト状態となりそのオーステナイトが粗大化するために
最終的にオーステナイトを残留させることが困難となり
所望の特性を得ることができない。また、Ａｃ1変態点
以下の焼鈍ではオーステナイトが得られない。その後、
６００〜４８０℃の温度範囲を２０℃／ｓ以上の冷却速
度で冷却する必要がある。これは、この温度域の急冷に
よりパーライトの変態を防止するとともにその後のオー
ステンパーを行なうための前段階の処理として重要な要
件である。この冷却速度未満であるとオーステナイトが
いたずらに炭化物の析出を伴う変態をおこしてしまい所
望の強度延性特性が得られない。上限の冷却速度は特に
規定しないが、温度制御性を考慮すると２００℃／ｓ程
度までかと考えられる。好ましくは、５０〜１２０℃／
ｓの冷却速度とすべきである。
上Ａｃ3変態点以下の温度範囲において１０秒以上保持
する必要がある。これは、この焼鈍過程においてフェラ
イト／オーステナイト二相の状態にする必要があるため
である。Ａｃ3変態点以上であると焼鈍中全オーステナ
イト状態となりそのオーステナイトが粗大化するために
最終的にオーステナイトを残留させることが困難となり
所望の特性を得ることができない。また、Ａｃ1変態点
以下の焼鈍ではオーステナイトが得られない。その後、
６００〜４８０℃の温度範囲を２０℃／ｓ以上の冷却速
度で冷却する必要がある。これは、この温度域の急冷に
よりパーライトの変態を防止するとともにその後のオー
ステンパーを行なうための前段階の処理として重要な要
件である。この冷却速度未満であるとオーステナイトが
いたずらに炭化物の析出を伴う変態をおこしてしまい所
望の強度延性特性が得られない。上限の冷却速度は特に
規定しないが、温度制御性を考慮すると２００℃／ｓ程
度までかと考えられる。好ましくは、５０〜１２０℃／
ｓの冷却速度とすべきである。
【００１１】その後３５０℃〜４８０℃の温度範囲にて
６０秒以上保持する必要がある。これは、最適なオース
テンパー処理を行なうことにより最終製品の段階でオー
ステナイトを残留させるために必要な条件である。３５
０℃未満の温度まで冷却されてしまうとマルテンサイト
の生成によりオーステナイトが消費されてしまい最終製
品のオーステナイトが確保されないばかりか硬質化して
しまい、所望の特性が得られなくなる。また、４８０℃
を超えると余分な炭化物生成によりＣが消費されてしま
い、これも所望とする特性が得られない。好ましくは、
３８０〜４５０℃の範囲とするべきである。さらに、該
温度範囲で６０秒以上保持する必要がある。これは、ベ
イナイト変態の利用によるオーステンパー処理そのもの
を行なうために必要な条件であり、この時間未満である
と延性にとって最適なオーステナイトを得ることができ
ない。好ましくは２５０〜６００秒の範囲とすべきであ
る。これより長い時間を採用することはいたずらにベイ
ナイト変態を進行させオーステナイト量を確保すること
ができない。
６０秒以上保持する必要がある。これは、最適なオース
テンパー処理を行なうことにより最終製品の段階でオー
ステナイトを残留させるために必要な条件である。３５
０℃未満の温度まで冷却されてしまうとマルテンサイト
の生成によりオーステナイトが消費されてしまい最終製
品のオーステナイトが確保されないばかりか硬質化して
しまい、所望の特性が得られなくなる。また、４８０℃
を超えると余分な炭化物生成によりＣが消費されてしま
い、これも所望とする特性が得られない。好ましくは、
３８０〜４５０℃の範囲とするべきである。さらに、該
温度範囲で６０秒以上保持する必要がある。これは、ベ
イナイト変態の利用によるオーステンパー処理そのもの
を行なうために必要な条件であり、この時間未満である
と延性にとって最適なオーステナイトを得ることができ
ない。好ましくは２５０〜６００秒の範囲とすべきであ
る。これより長い時間を採用することはいたずらにベイ
ナイト変態を進行させオーステナイト量を確保すること
ができない。
【００１２】本発明方法による製品は、残留オーステナ
イト量が５〜１０％とフェライトが７０％以上が存在し
残部低温変態生成物からなる。これまで、残留オーステ
ナイトを含む加工性に優れた高強度鋼板は、そのほとん
どが特開昭６１−１５７６２５号公報や特開平０１−１
５９３１７号公報にもあるように引張強度で８００Ｎ／
ｍｍ2以上の製品またはその製造技術として提案されて
おり、その場合には残留オーステナイトが例えば１５％
以上含むものである。本発明の場合には、引張強度がそ
れよりも低いレベルのものについて工業的に製造する上
で安定して所望の特性を得るための方策を検討した結果
であり、成分範囲を規定したうえでの残留オーステナイ
ト量は１０％以下のものでも十分にＴＲＩＰ効果が発揮
されるし、逆に１０％を越える量の残留オーステナイト
量が確保されてもこのオーステナイトの場合には伸び特
性に反映されないオーステナイトになってしまい、不適
当なものである。なお、本発明は熱延において冷片を加
熱炉に挿入してもよいし、熱片をそのまま圧延してもよ
い。仕上圧延温度は、好ましくはＡｒ3変態点以上で行
なうべきであろう。仕上圧延後の冷却は、ラミナーやス
プレーいずれの水冷またはそれにかわる冷却媒体を用い
ても本発明の効力は失わない。熱延後の酸洗は硫酸によ
ってもよいし塩酸でもよい。その後の冷延はタンデム、
リバースいずれでもよい。冷延率も工業的に製造できる
範囲で製造すればよいが、好ましくは５０％以上であろ
う。連続焼鈍後の調質圧延は、形状が悪ければそれを矯
正する程度でよく、レベラーなどを用いてもよい。ま
た、この製品にさらに電気めっきを施してもよい。その
場合、Ｚｎめっき、Ｚｎ−Ｎｉめっきいずれを用いても
よい。
イト量が５〜１０％とフェライトが７０％以上が存在し
残部低温変態生成物からなる。これまで、残留オーステ
ナイトを含む加工性に優れた高強度鋼板は、そのほとん
どが特開昭６１−１５７６２５号公報や特開平０１−１
５９３１７号公報にもあるように引張強度で８００Ｎ／
ｍｍ2以上の製品またはその製造技術として提案されて
おり、その場合には残留オーステナイトが例えば１５％
以上含むものである。本発明の場合には、引張強度がそ
れよりも低いレベルのものについて工業的に製造する上
で安定して所望の特性を得るための方策を検討した結果
であり、成分範囲を規定したうえでの残留オーステナイ
ト量は１０％以下のものでも十分にＴＲＩＰ効果が発揮
されるし、逆に１０％を越える量の残留オーステナイト
量が確保されてもこのオーステナイトの場合には伸び特
性に反映されないオーステナイトになってしまい、不適
当なものである。なお、本発明は熱延において冷片を加
熱炉に挿入してもよいし、熱片をそのまま圧延してもよ
い。仕上圧延温度は、好ましくはＡｒ3変態点以上で行
なうべきであろう。仕上圧延後の冷却は、ラミナーやス
プレーいずれの水冷またはそれにかわる冷却媒体を用い
ても本発明の効力は失わない。熱延後の酸洗は硫酸によ
ってもよいし塩酸でもよい。その後の冷延はタンデム、
リバースいずれでもよい。冷延率も工業的に製造できる
範囲で製造すればよいが、好ましくは５０％以上であろ
う。連続焼鈍後の調質圧延は、形状が悪ければそれを矯
正する程度でよく、レベラーなどを用いてもよい。ま
た、この製品にさらに電気めっきを施してもよい。その
場合、Ｚｎめっき、Ｚｎ−Ｎｉめっきいずれを用いても
よい。
【００１３】
【実施例】表１Ａに示す鋼を連続鋳造にてスラブとした
後、表１Ｂにある条件で熱延を行なった。仕上圧延終了
後は２秒後からラミナー冷却による水冷を施した。この
冷却速度は平均で４０℃／ｓであった。熱延板厚は３．
０ｍｍとした。その後酸洗し１．０ｍｍまで冷延した。
この冷延コイルを連続焼鈍するに際し、表１Ｂにある条
件にて連続焼鈍を行なった。連続焼鈍における加熱保持
（焼鈍）はすべて発明範囲内であり、焼鈍後の６００〜
４８０℃の温度範囲における冷却速度は６０℃／ｓとし
た。その後、０．３％の調質圧延を行い、試験に供し
た。
後、表１Ｂにある条件で熱延を行なった。仕上圧延終了
後は２秒後からラミナー冷却による水冷を施した。この
冷却速度は平均で４０℃／ｓであった。熱延板厚は３．
０ｍｍとした。その後酸洗し１．０ｍｍまで冷延した。
この冷延コイルを連続焼鈍するに際し、表１Ｂにある条
件にて連続焼鈍を行なった。連続焼鈍における加熱保持
（焼鈍）はすべて発明範囲内であり、焼鈍後の６００〜
４８０℃の温度範囲における冷却速度は６０℃／ｓとし
た。その後、０．３％の調質圧延を行い、試験に供し
た。
【００１４】
【表１Ａ】
【００１５】
【表１Ｂ】
【００１６】 Ｔo ：当該条件の場合のフェライト変態開始温度（℃） ＦＴ：熱延仕上圧延終了温度（℃） Ｔ1 ：仕上圧延終了２秒後開始された水冷による冷却の
終了温度（℃） ＣＴ：巻取温度（℃） ＳＴ：連続焼鈍における焼鈍温度（℃） Ｔ2 ：６００〜４８０℃での急冷に引き続き行なわれた
同冷速の冷却の終点温度 Ｔ3 ：Ｔ2後３２０秒間保持された後の鋼材の温度 ＹＰ：降伏点強度（Ｎ／ｍｍ2） ＴＳ：引張強度（Ｎ／ｍｍ2） Ｅｌ：破断伸び（％）
終了温度（℃） ＣＴ：巻取温度（℃） ＳＴ：連続焼鈍における焼鈍温度（℃） Ｔ2 ：６００〜４８０℃での急冷に引き続き行なわれた
同冷速の冷却の終点温度 Ｔ3 ：Ｔ2後３２０秒間保持された後の鋼材の温度 ＹＰ：降伏点強度（Ｎ／ｍｍ2） ＴＳ：引張強度（Ｎ／ｍｍ2） Ｅｌ：破断伸び（％）
【００１７】引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号
試験片を用い、同Ｚ２２４１記載の方法に従って行なっ
た。また、伸びフランジ成形性の評価は穴拡げ試験によ
り行なった。これは、打ち抜きクリアランス１０％で打
ち抜いた直径２０ｍｍ穴を３０°円錐ポンチで広げてゆ
き、割れが板厚を貫通した時点での穴径を測定し、これ
を打ち抜き時のダイス直径で除した数値で評価した。仕
上圧延後１．５秒から５０℃／ｓで水冷による冷却を開
始し、６７０℃で水冷による冷却を終了し、６２０℃で
巻取った。その製品の試験結果を表１Ｂに示す。
試験片を用い、同Ｚ２２４１記載の方法に従って行なっ
た。また、伸びフランジ成形性の評価は穴拡げ試験によ
り行なった。これは、打ち抜きクリアランス１０％で打
ち抜いた直径２０ｍｍ穴を３０°円錐ポンチで広げてゆ
き、割れが板厚を貫通した時点での穴径を測定し、これ
を打ち抜き時のダイス直径で除した数値で評価した。仕
上圧延後１．５秒から５０℃／ｓで水冷による冷却を開
始し、６７０℃で水冷による冷却を終了し、６２０℃で
巻取った。その製品の試験結果を表１Ｂに示す。
【００１８】本発明鋼であるＡ−１，Ｂ−１，Ｃ−１，
Ｄ−１は、いずれもＴＳ＝５００〜７００Ｎ／ｍｍ2の
範囲にあって破断伸び特性に優れかつ伸びフランジ性も
ｄ／ｄｏ≧１．５と優れた特性を示した。次に、Ａ鋼を
用い製造条件をいろいろ変化させた場合について述べ
る。製造条件を表２Ａに記した。熱延加熱温度＝１１５
０℃、ＦＴ＝８３０℃、熱延板厚＝３．０ｍｍ、冷延板
厚＝１．０ｍｍとした。なお、Ａ鋼のＡｃ1変態点は７
５０℃、Ａc3変態点は８５０℃である。連続焼鈍後は、
０．３％の調質圧延を行い、引張試験に供した。
Ｄ−１は、いずれもＴＳ＝５００〜７００Ｎ／ｍｍ2の
範囲にあって破断伸び特性に優れかつ伸びフランジ性も
ｄ／ｄｏ≧１．５と優れた特性を示した。次に、Ａ鋼を
用い製造条件をいろいろ変化させた場合について述べ
る。製造条件を表２Ａに記した。熱延加熱温度＝１１５
０℃、ＦＴ＝８３０℃、熱延板厚＝３．０ｍｍ、冷延板
厚＝１．０ｍｍとした。なお、Ａ鋼のＡｃ1変態点は７
５０℃、Ａc3変態点は８５０℃である。連続焼鈍後は、
０．３％の調質圧延を行い、引張試験に供した。
【００１９】
【表２Ａ】
【００２０】ＣＲ1：仕上圧延終了後の冷却速度（℃／
ｓ） Ｔo ：当該条件でのフェライト変態開始温度（℃） Ｔ1 ：仕上圧延終了後開始された冷却の終了温度（℃） ＣＴ：巻取温度（℃） ＳＴ：連続焼鈍における焼鈍温度（℃） ＣＲ2：６００〜４８０（またはＴ2）℃の温度範囲での
冷却速度（℃／ｓ） Ｔ2 ：ＣＲ2 ℃／ｓでの冷却の終了温度（℃） ｔ ：Ｔ2後の保持時間（秒） Ｔ3 ：Ｔ2後ｔ秒保持後の温度（℃） 下線は発明範囲外であることを示す。表２Ｂは、表２Ａ
にある製品の試験結果である。本発明鋼であるＡ−１，
Ａ−５，Ａ−６は、いずれもＴＳ＝６００Ｎ／ｍｍ2級
で破断伸び≧３５％の特性を示した。
ｓ） Ｔo ：当該条件でのフェライト変態開始温度（℃） Ｔ1 ：仕上圧延終了後開始された冷却の終了温度（℃） ＣＴ：巻取温度（℃） ＳＴ：連続焼鈍における焼鈍温度（℃） ＣＲ2：６００〜４８０（またはＴ2）℃の温度範囲での
冷却速度（℃／ｓ） Ｔ2 ：ＣＲ2 ℃／ｓでの冷却の終了温度（℃） ｔ ：Ｔ2後の保持時間（秒） Ｔ3 ：Ｔ2後ｔ秒保持後の温度（℃） 下線は発明範囲外であることを示す。表２Ｂは、表２Ａ
にある製品の試験結果である。本発明鋼であるＡ−１，
Ａ−５，Ａ−６は、いずれもＴＳ＝６００Ｎ／ｍｍ2級
で破断伸び≧３５％の特性を示した。
【００２１】
【表２Ｂ】
【００２２】
【発明の効果】以上のように、本発明は、自動車用素材
として全面的に適用が可能となり、これにより自動車の
軽量化を達成することができ、これを通じて地球規模の
環境保護に寄与する。また、高意匠の自動車設計にも適
用が可能となり、自動車購入者のニーズにも答えること
ができる。このように、本発明による製品は、地球規模
から個人に至る広い範囲での社会に貢献でき、その効果
は絶大なものである。
として全面的に適用が可能となり、これにより自動車の
軽量化を達成することができ、これを通じて地球規模の
環境保護に寄与する。また、高意匠の自動車設計にも適
用が可能となり、自動車購入者のニーズにも答えること
ができる。このように、本発明による製品は、地球規模
から個人に至る広い範囲での社会に貢献でき、その効果
は絶大なものである。
Claims (1)
- 【請求項１】 質量割合で Ｃ：０．０５％〜０．１５％ Ｓｉ：０．５％〜２．５％ Ｍｎ：０．５％〜３．０％ Ｓ≦０．００５％を含み、あるいはさらに Ｃａ：０．０００２％〜０．００２０％含有させ、 残部実質上Ｆｅからなる鋼を連続鋳造にてスラブとした
後熱延するに際して、（フェライト変態開始温度）〜
（フェライト変態開始温度−７０℃）の温度範囲におい
て平均５℃／ｓ以上の冷却を施し６００℃以上で巻取
る。その後酸洗、冷延を施し、連続焼鈍するに際して、
Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度範囲において
１０秒以上保持し、６００℃から４８０℃の範囲を２０
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その後３５０℃〜４８
０℃の温度範囲にて６０秒以上保持することにより得ら
れる、引張強度が５００Ｎ／ｍｍ２以上で強度延性特性
の優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3310099A JP2545316B2 (ja) | 1991-10-30 | 1991-10-30 | 強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3310099A JP2545316B2 (ja) | 1991-10-30 | 1991-10-30 | 強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05125448A JPH05125448A (ja) | 1993-05-21 |
| JP2545316B2 true JP2545316B2 (ja) | 1996-10-16 |
Family
ID=18001176
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3310099A Expired - Fee Related JP2545316B2 (ja) | 1991-10-30 | 1991-10-30 | 強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2545316B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2017363A2 (en) | 2002-06-14 | 2009-01-21 | JFE Steel Corporation | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105200313A (zh) * | 2015-09-21 | 2015-12-30 | 东港市华瑞彩钢有限公司 | 一种彩钢压型板及其制备方法 |
| CN105926835B (zh) * | 2016-05-09 | 2018-07-20 | 张小平 | 一种防火保温彩钢夹芯板及制备方法 |
-
1991
- 1991-10-30 JP JP3310099A patent/JP2545316B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| EP2017363A2 (en) | 2002-06-14 | 2009-01-21 | JFE Steel Corporation | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05125448A (ja) | 1993-05-21 |
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