JP2973767B2 - ストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
ストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JP2973767B2 JP2973767B2 JP5056738A JP5673893A JP2973767B2 JP 2973767 B2 JP2973767 B2 JP 2973767B2 JP 5056738 A JP5056738 A JP 5056738A JP 5673893 A JP5673893 A JP 5673893A JP 2973767 B2 JP2973767 B2 JP 2973767B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車の保安部品等に
用いられるストリップ形状が優れた引張強度が１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板の製造方法に関す
る。
用いられるストリップ形状が優れた引張強度が１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の軽量化あるいは乗員の安
全性の確保といった観点から、バンパーレインホースメ
ント（バンパー強化部材）、ドアガードバー（ドアの衝
突保護用部材）などの自動車の保安部品に、引張強度が
１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板が採用さ
れている。これに対し、従来より超高強度冷延鋼板に関
する発明は数多く開示されている。かかる発明の例とし
て例えば特開昭６１−３８４３号公報、特開昭６２−１
３５３３号公報等があるが、その多くは超高強度冷延鋼
板の加工性に主眼をおいたものである。
全性の確保といった観点から、バンパーレインホースメ
ント（バンパー強化部材）、ドアガードバー（ドアの衝
突保護用部材）などの自動車の保安部品に、引張強度が
１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板が採用さ
れている。これに対し、従来より超高強度冷延鋼板に関
する発明は数多く開示されている。かかる発明の例とし
て例えば特開昭６１−３８４３号公報、特開昭６２−１
３５３３号公報等があるが、その多くは超高強度冷延鋼
板の加工性に主眼をおいたものである。
【０００３】ところで、引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の超高強度冷延鋼板は、引張強度が１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 未満であるような鋼板に比べ、低温変態相の体
積率を高めるため、高温からの急冷が必要不可欠であ
り、このため、変態歪や熱歪が大きく、ストリップ形状
が著しく悪くなっている。実際にユーザーで使用する場
合は、このストリップ形状の悪さは、しばしばプレスラ
イン等の通板性を悪化させ、時にはライン停止という事
態を招き、大きな問題となっている。
2 以上の超高強度冷延鋼板は、引張強度が１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 未満であるような鋼板に比べ、低温変態相の体
積率を高めるため、高温からの急冷が必要不可欠であ
り、このため、変態歪や熱歪が大きく、ストリップ形状
が著しく悪くなっている。実際にユーザーで使用する場
合は、このストリップ形状の悪さは、しばしばプレスラ
イン等の通板性を悪化させ、時にはライン停止という事
態を招き、大きな問題となっている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は超高
強度冷延鋼板で問題となっているストリップ形状の悪化
を解消し、形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法を
提供するものである。
強度冷延鋼板で問題となっているストリップ形状の悪化
を解消し、形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法を
提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強度
が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板に関
し、優れたストリップ形状を得るために、鋼の成分組成
と連続焼鈍での熱サイクルをいかに最適化していくかに
ついて鋭意検討した結果、以下の諸点が明らかとなっ
た。
が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板に関
し、優れたストリップ形状を得るために、鋼の成分組成
と連続焼鈍での熱サイクルをいかに最適化していくかに
ついて鋭意検討した結果、以下の諸点が明らかとなっ
た。
【０００６】 連続焼鈍における急冷開始温度が低く
なるにともないストリップ形状は良好となり、とくに６
５０℃以下とすることにより著しく改善される。
なるにともないストリップ形状は良好となり、とくに６
５０℃以下とすることにより著しく改善される。
【０００７】 しかし、急冷連続焼鈍における急冷開
始温度を６５０℃以下まで下げると、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを
主体とした通常の成分系では、フェライトの析出が著し
くなり、１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度が得られ
ない。
始温度を６５０℃以下まで下げると、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを
主体とした通常の成分系では、フェライトの析出が著し
くなり、１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度が得られ
ない。
【０００８】 そこでＣ、Ｓｉ、Ｍｎの他にＢと、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１種または２種以上と複合添
加することにより、前述の急冷開始温度を６５０℃以下
としてもフェライトの析出を著しく抑制されることが明
らかとなった。以上のような知見をベースとして本発明
をするに至ったものである。
ｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１種または２種以上と複合添
加することにより、前述の急冷開始温度を６５０℃以下
としてもフェライトの析出を著しく抑制されることが明
らかとなった。以上のような知見をベースとして本発明
をするに至ったものである。
【０００９】（１）下記の工程を備えたストリップ形状
の良好な引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強
度冷延鋼板の製造方法（成分組成はｗｔ％である）であ
る。 （ａ）C:0.1 〜0.3 % 、 Si:1% 以下、 Mn:
１〜3 % 、P:0.02% 以下、 S:0.01 %以下、 s
ol.Al:0.01〜0.05 %、B:0.0003〜0.003%、 N:0.005
% 以下、更に、Nb:0.005〜0.05% 、Ti:0.005〜0.05% 、
V:0.01 〜0.1% のうち１種又は２種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなる冷間圧延鋼板を用
意する工程と、（ｂ）続いて、前記冷間圧延鋼板を連続
焼鈍において、Ac1 〜９００℃の範囲において３０秒〜
１５分間均熱後、１０〜４０℃／秒で４５０〜６５０℃
の温度範囲に徐冷却し、続いて１００℃／秒以上の冷却
速度で３５０℃以下に急冷する工程。
の良好な引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強
度冷延鋼板の製造方法（成分組成はｗｔ％である）であ
る。 （ａ）C:0.1 〜0.3 % 、 Si:1% 以下、 Mn:
１〜3 % 、P:0.02% 以下、 S:0.01 %以下、 s
ol.Al:0.01〜0.05 %、B:0.0003〜0.003%、 N:0.005
% 以下、更に、Nb:0.005〜0.05% 、Ti:0.005〜0.05% 、
V:0.01 〜0.1% のうち１種又は２種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなる冷間圧延鋼板を用
意する工程と、（ｂ）続いて、前記冷間圧延鋼板を連続
焼鈍において、Ac1 〜９００℃の範囲において３０秒〜
１５分間均熱後、１０〜４０℃／秒で４５０〜６５０℃
の温度範囲に徐冷却し、続いて１００℃／秒以上の冷却
速度で３５０℃以下に急冷する工程。
【００１０】（２）前記鋼の成分組成( 成分組成はｗｔ
％である）にさらに、Cr:0.1〜1%、 Ni:0.1
〜1%、 Mo:0.1 〜1%、Cu:0.1〜1%、のうち１種ま
たは２種以上を含有する請求項１記載のストリップ形状
の良好な引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強
度冷延鋼板の製造方法である。
％である）にさらに、Cr:0.1〜1%、 Ni:0.1
〜1%、 Mo:0.1 〜1%、Cu:0.1〜1%、のうち１種ま
たは２種以上を含有する請求項１記載のストリップ形状
の良好な引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強
度冷延鋼板の製造方法である。
【００１１】
【作用】以下、本発明の成分組成の限定理由等を説明す
る。 Ｃ：０．１〜０．３％とする。Ｃは、所望の高強度を得
るため、０．１％以上添加するが、０．３％を超えて添
加すると加工性が劣化するため、これを上限とする。
る。 Ｃ：０．１〜０．３％とする。Ｃは、所望の高強度を得
るため、０．１％以上添加するが、０．３％を超えて添
加すると加工性が劣化するため、これを上限とする。
【００１２】Ｓｉ：１％以下とする。Ｓｉはフェライト
安定化元素であって、１％を超えて添加すると連続焼鈍
での均熱後の徐冷段階でのフェライトの析出が促進さ
れ、強度が低下しやすくなる。そこで、Ｓｉの含有量は
上記範囲とする。
安定化元素であって、１％を超えて添加すると連続焼鈍
での均熱後の徐冷段階でのフェライトの析出が促進さ
れ、強度が低下しやすくなる。そこで、Ｓｉの含有量は
上記範囲とする。
【００１３】Ｍｎ：１〜３％とする。Ｍｎは、鋼板の焼
き入れ性を向上させる元素であって、マルテンサイト、
ベイナイトといった低温変態組織を生成させ、高強度化
するために必須かつ安価な元素であるため、１％以上添
加する。しかし、３％以上を超えて添化すると、偏析が
著しくなり、加工性が劣化するため、上記範囲とする。
き入れ性を向上させる元素であって、マルテンサイト、
ベイナイトといった低温変態組織を生成させ、高強度化
するために必須かつ安価な元素であるため、１％以上添
加する。しかし、３％以上を超えて添化すると、偏析が
著しくなり、加工性が劣化するため、上記範囲とする。
【００１４】Ｐ：０．０２％以下とする。Ｐは、鋼板の
加工性に悪影響を及ぼすため０．０２％以下に規定す
る。
加工性に悪影響を及ぼすため０．０２％以下に規定す
る。
【００１５】Ｓ：０．０１％以下とする。ＳはＰと同様
に、鋼板の加工性に悪影響を及ぼすため０．０１％以下
とする。ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％とする。
に、鋼板の加工性に悪影響を及ぼすため０．０１％以下
とする。ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％とする。
【００１６】Ａｌは、鋼の脱酸のために使用されるが、
ｓｏｌ．Ａｌで０．０１％未満ではシリケート介在物が
残り、加工性に悪影響を及ぼすため、ｓｏｌ．Ａｌで
０．０１％以上添加する必要がある。一方、０．０５％
を超えると鋼板の表面疵の増加を招き好ましくないの
で、上限を０．０５％とする。
ｓｏｌ．Ａｌで０．０１％未満ではシリケート介在物が
残り、加工性に悪影響を及ぼすため、ｓｏｌ．Ａｌで
０．０１％以上添加する必要がある。一方、０．０５％
を超えると鋼板の表面疵の増加を招き好ましくないの
で、上限を０．０５％とする。
【００１７】Ｎ：０．００５％以下とする。Ｎは、過剰
に添加されるとＢが窒化物として析出しやすくなり、十
分なフェライト析出抑制効果が得られなくなるため、上
限を０．００５％とする。
に添加されるとＢが窒化物として析出しやすくなり、十
分なフェライト析出抑制効果が得られなくなるため、上
限を０．００５％とする。
【００１８】Ｂ：０．０００３〜０．００３％とする。
Ｂは、上述したように、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１
種または２種以上と複合添加すると連続焼鈍での均熱後
の徐冷段階でのフェライトを著しく抑制するため、本発
明の目的を達成するために必要不可欠な元素である。下
限はこれ未満では所望の効果が得られないため、また、
上限はこれを超えて添加しても効果が飽和するため上記
範囲とする。
Ｂは、上述したように、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１
種または２種以上と複合添加すると連続焼鈍での均熱後
の徐冷段階でのフェライトを著しく抑制するため、本発
明の目的を達成するために必要不可欠な元素である。下
限はこれ未満では所望の効果が得られないため、また、
上限はこれを超えて添加しても効果が飽和するため上記
範囲とする。
【００１９】Ｎｂ：０．００５〜０．０５％，Ｔｉ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％のう
ち１種または２種以上を含有させるものとする。
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％のう
ち１種または２種以上を含有させるものとする。
【００２０】これらの元素は、Ｂのフェライト析出抑制
を有効に作用させるためにＢと複合添加する。下限はこ
の量未満では所望の効果が得られないため、また、上限
は、これを超えて添加しても効果が飽和するため上記範
囲とする（以上請求項１記載の発明の成分組成）。
を有効に作用させるためにＢと複合添加する。下限はこ
の量未満では所望の効果が得られないため、また、上限
は、これを超えて添加しても効果が飽和するため上記範
囲とする（以上請求項１記載の発明の成分組成）。
【００２１】本発明では、上記元素の他に、Ｃｒ：０．
１〜１％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、
Ｃｕ：０．１〜１％のうち１種または２種以上を含有さ
せることもできる（請求項２記載の発明の成分組成）。
１〜１％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、
Ｃｕ：０．１〜１％のうち１種または２種以上を含有さ
せることもできる（請求項２記載の発明の成分組成）。
【００２２】これらの元素は、焼入れ性を向上させる元
素であり、Ｍｎと複合添加することにより、焼き入れ性
をさらに向上させ、急冷開始温度の低下あるいは急冷速
度の低下にともなう強度低下を抑制する。そこでそれぞ
れの下限０．１％は、所望の効果を得るための最低含有
量で、上限１％は、これ以上添加しても効果が飽和する
ため上記範囲とする。
素であり、Ｍｎと複合添加することにより、焼き入れ性
をさらに向上させ、急冷開始温度の低下あるいは急冷速
度の低下にともなう強度低下を抑制する。そこでそれぞ
れの下限０．１％は、所望の効果を得るための最低含有
量で、上限１％は、これ以上添加しても効果が飽和する
ため上記範囲とする。
【００２３】次に、その他の製造条件について述べる。
上記のように限定された成分組成を有する鋼に対し、通
常の熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行ない、冷間圧延鋼板
を用意し、続く連続焼鈍において、オーステナイト相を
得るためにＡｃ1 〜９００℃に３０秒〜１５分間均熱す
る。均熱温度の下限は、所望の効果を得るための最低温
度で、上限は操業上問題となるので上記範囲とする。ま
た、均熱時間の下限は、これ以下では安定してオーステ
ナイト相を得られないため、また、上限は製造コスト上
問題となるので上記範囲とする。
上記のように限定された成分組成を有する鋼に対し、通
常の熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行ない、冷間圧延鋼板
を用意し、続く連続焼鈍において、オーステナイト相を
得るためにＡｃ1 〜９００℃に３０秒〜１５分間均熱す
る。均熱温度の下限は、所望の効果を得るための最低温
度で、上限は操業上問題となるので上記範囲とする。ま
た、均熱時間の下限は、これ以下では安定してオーステ
ナイト相を得られないため、また、上限は製造コスト上
問題となるので上記範囲とする。
【００２４】次に、１０〜４０℃／秒で６５０〜４５０
℃の温度範囲に徐冷し、続いて１００℃／秒以上の冷却
速度で３５０℃以下に急冷する。１０〜４０℃／秒の徐
冷は、フェライトの析出を抑制しつつ、急冷後もストリ
ップ形状が良好となる６５０℃以下まで冷却するためで
ある。徐冷速度の下限１０℃／秒は、これ以下ではフェ
ライトが析出しやすくなるためで、上限の４０℃／秒は
これを超えて冷却することにより生ずる熱歪が大きくな
り、ストリップ形状が悪化するためである。
℃の温度範囲に徐冷し、続いて１００℃／秒以上の冷却
速度で３５０℃以下に急冷する。１０〜４０℃／秒の徐
冷は、フェライトの析出を抑制しつつ、急冷後もストリ
ップ形状が良好となる６５０℃以下まで冷却するためで
ある。徐冷速度の下限１０℃／秒は、これ以下ではフェ
ライトが析出しやすくなるためで、上限の４０℃／秒は
これを超えて冷却することにより生ずる熱歪が大きくな
り、ストリップ形状が悪化するためである。
【００２５】次に、急冷開始温度の下限は４５０℃は、
これ以下では強度が著しく低下するために、所望の強度
を安定して得ることは困難となるためである。また、１
００℃／秒以上の冷却速度で３５０℃以下に急冷するの
はベイナイト、マルテンサイトといった低温変態相を安
定して得るためである。
これ以下では強度が著しく低下するために、所望の強度
を安定して得ることは困難となるためである。また、１
００℃／秒以上の冷却速度で３５０℃以下に急冷するの
はベイナイト、マルテンサイトといった低温変態相を安
定して得るためである。
【００２６】ここでストリップ形状の良否の評価方法に
ついて述べる。ストリップ形状の評価は、板の山高さを
もって評価する。この評価方法を図３に示す。定盤の上
にストリップ形状をおいて板幅方向について定盤から最
も高い場所の高さを計りこれを山高さとした。すなわ
ち、この山高さが高い場合はストリップ形状が悪く、山
高さが低い場合はストリップの形状は良好であるとし
た。
ついて述べる。ストリップ形状の評価は、板の山高さを
もって評価する。この評価方法を図３に示す。定盤の上
にストリップ形状をおいて板幅方向について定盤から最
も高い場所の高さを計りこれを山高さとした。すなわ
ち、この山高さが高い場合はストリップ形状が悪く、山
高さが低い場合はストリップの形状は良好であるとし
た。
【００２７】上記熱サイクルにつき詳細に述べると次の
とおりである。後述する表１に示す発明鋼Ａ、Ｋ、Ｌ及
び比較鋼ａ、ｃ、ｆに関して急冷開始温度と引張強度
（ＴＳ）と山高さとの関係を調査しその結果を図１およ
び図２に示した。図１は水焼き入れを適用した場合にお
けるストリップ形状と強度に及ぼす鋼成分と急冷開始温
度との影響を示す。図１において、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ
が適切に添加されていない比較鋼ａ、ｃ、ｆではストリ
ップ形状が良好になる急冷開始温度６５０℃以下では、
所望の強度が得られていない。
とおりである。後述する表１に示す発明鋼Ａ、Ｋ、Ｌ及
び比較鋼ａ、ｃ、ｆに関して急冷開始温度と引張強度
（ＴＳ）と山高さとの関係を調査しその結果を図１およ
び図２に示した。図１は水焼き入れを適用した場合にお
けるストリップ形状と強度に及ぼす鋼成分と急冷開始温
度との影響を示す。図１において、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ
が適切に添加されていない比較鋼ａ、ｃ、ｆではストリ
ップ形状が良好になる急冷開始温度６５０℃以下では、
所望の強度が得られていない。
【００２８】これに対し、本発明鋼では急冷開始温度を
適切に制御することにより、１００ｋｇｆ／ｍｍ2 を超
える鋼の強度と共に、高さ１０ｍｍ以下という良好なス
トリップ形状が得られている。
適切に制御することにより、１００ｋｇｆ／ｍｍ2 を超
える鋼の強度と共に、高さ１０ｍｍ以下という良好なス
トリップ形状が得られている。
【００２９】また、図２においては、ロール冷却による
場合のストリップ形状と強度に及ぼす鋼成分組成と急冷
開始温度の影響を示す。急冷速度は、水焼き入れによる
場合よりも小さいが、この場合もＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂが
適切に添加されていない比較鋼ａ、ｃ、ｆではストリッ
プ形状が良好になる急冷開始温度が６５０℃以下になる
と所望の強度が得られていない。これに対し、本発明鋼
では、急冷開始温度を適切に制御することにより、鋼の
強度と共に、良好なストリップ形状が得られている。ま
た、図１及び図２は、ストリップ形状に対しては、急冷
速度よりも急冷開始温度が著しく影響していることがわ
かる。
場合のストリップ形状と強度に及ぼす鋼成分組成と急冷
開始温度の影響を示す。急冷速度は、水焼き入れによる
場合よりも小さいが、この場合もＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂが
適切に添加されていない比較鋼ａ、ｃ、ｆではストリッ
プ形状が良好になる急冷開始温度が６５０℃以下になる
と所望の強度が得られていない。これに対し、本発明鋼
では、急冷開始温度を適切に制御することにより、鋼の
強度と共に、良好なストリップ形状が得られている。ま
た、図１及び図２は、ストリップ形状に対しては、急冷
速度よりも急冷開始温度が著しく影響していることがわ
かる。
【００３０】最後に、３５０℃以下に急冷した後の熱サ
イクルは特に規定しないが、例えば水焼き入れのように
１００℃以下まで１０００℃／秒に近い冷却速度で急冷
する場合に、急冷後１００℃以上の温度域で焼き戻しを
行なうこと、また、ガスジェット冷却、気水冷却、ロー
ル冷却、温水冷却のような冷却方式の場合に、３５０℃
以下の温度で３０〜６００秒の保持を行うことは、本発
明の効果を損なうものではない。さらにストリップの平
坦度をさらに要求する場合には、連続焼鈍後にスキンパ
ス等を行ってもよい。
イクルは特に規定しないが、例えば水焼き入れのように
１００℃以下まで１０００℃／秒に近い冷却速度で急冷
する場合に、急冷後１００℃以上の温度域で焼き戻しを
行なうこと、また、ガスジェット冷却、気水冷却、ロー
ル冷却、温水冷却のような冷却方式の場合に、３５０℃
以下の温度で３０〜６００秒の保持を行うことは、本発
明の効果を損なうものではない。さらにストリップの平
坦度をさらに要求する場合には、連続焼鈍後にスキンパ
ス等を行ってもよい。
【００３１】
【実施例】表１に示すＡ〜Ｑの本発明鋼種とａ〜ｆの比
較鋼種を溶製し、スラブとした後、加熱温度１２００
℃、仕上げ温度８２０℃、巻取温度６００℃で熱間圧延
し、板厚３ｍｍ、板幅１２００ｍｍの熱延鋼板とした。
この熱延鋼板を酸洗し、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し、
続いて水焼き入れ又はロール冷却兼用タイプの連続焼鈍
ラインにおいて、焼鈍を行った。表２およびそれに続く
表３は水焼き入れを行った場合、表４はロール冷却を行
った場合における鋼板の強度と山高さを示した。なお、
水焼き入れによる冷却速度は約１０００℃／秒、ロール
冷却においては急冷開始温度から低温保持温度までの冷
却速度は約２００℃／秒で低温保持時間は３００秒であ
る。表２及び表３から本発明の成分組成及び製造条件に
おいては、良好なストリップ形状を有する１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 を超える超高強度鋼板が安定して製造できるこ
とが明らかである。
較鋼種を溶製し、スラブとした後、加熱温度１２００
℃、仕上げ温度８２０℃、巻取温度６００℃で熱間圧延
し、板厚３ｍｍ、板幅１２００ｍｍの熱延鋼板とした。
この熱延鋼板を酸洗し、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し、
続いて水焼き入れ又はロール冷却兼用タイプの連続焼鈍
ラインにおいて、焼鈍を行った。表２およびそれに続く
表３は水焼き入れを行った場合、表４はロール冷却を行
った場合における鋼板の強度と山高さを示した。なお、
水焼き入れによる冷却速度は約１０００℃／秒、ロール
冷却においては急冷開始温度から低温保持温度までの冷
却速度は約２００℃／秒で低温保持時間は３００秒であ
る。表２及び表３から本発明の成分組成及び製造条件に
おいては、良好なストリップ形状を有する１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 を超える超高強度鋼板が安定して製造できるこ
とが明らかである。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明を実施する
ことにより良好なストリップ形状を有する１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 を超える超高強度鋼板が安定して製造できる。
ことにより良好なストリップ形状を有する１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 を超える超高強度鋼板が安定して製造できる。
【図１】水焼き入れによる場合のストリップ形状と強度
に及ぼす鋼の成分組成と急冷開始温度の影響を示す図で
ある。
に及ぼす鋼の成分組成と急冷開始温度の影響を示す図で
ある。
【図２】ロール冷却による場合のストリップ形状と強度
に及ぼす鋼の成分組成と急冷開始温度の影響を示す図で
ある。
に及ぼす鋼の成分組成と急冷開始温度の影響を示す図で
ある。
【図３】ストリップの形状を評価する方法、すなわち、
山高さの測定方法を示す図である。
山高さの測定方法を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 (72)発明者 大北 智良 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 金藤 秀司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 高田 康幸 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 9/46,8/02 C21D 1/26,9/62 C22C 38/00 - 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 下記の工程を備えたストリップ形状の良
好な引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷
延鋼板の製造方法（成分組成はｗｔ％である）。 （ａ）C:0.1 〜0.3 % 、 Si:1% 以下、 Mn:
１〜3 % 、 P:0.02% 以下、 S:0.01 %以下、 sol.Al:0.01
〜0.05 %、 B:0.0003〜0.003%、 N:0.005 % 以下、 更に、Nb:0.005〜0.05% 、Ti:0.005〜0.05% 、 V:0.01
〜0.1% のうち１種又は２種以上を含有し、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる冷間圧延鋼板を
用意する工程と、（ｂ）続いて, 前記冷間圧延鋼板を連
続焼鈍において、Ac1 〜９００℃の範囲において３０秒
〜１５分間均熱後、１０〜４０℃／秒で４５０〜６５０
℃の温度範囲に徐冷却し、続いて１００℃／秒以上の冷
却速度で３５０℃以下に急冷する工程。 - 【請求項２】 前記鋼の成分組成( 成分組成はｗｔ％で
ある）にさらに、 Cr:0.1〜1%、 Ni:0.1〜1%、 Mo:0.1
〜1%、 Cu:0.1〜1%、のうち１種または２種以上を含有する請求
項１記載のストリップ形状の良好な引張強度が１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の超高強度冷延鋼板の製造方法。
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| JP5056738A JP2973767B2 (ja) | 1993-03-17 | 1993-03-17 | ストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法 |
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| JPH06271942A (ja) | 1994-09-27 |
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