JP3288424B2 - 伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3288424B2 JP3288424B2 JP12205892A JP12205892A JP3288424B2 JP 3288424 B2 JP3288424 B2 JP 3288424B2 JP 12205892 A JP12205892 A JP 12205892A JP 12205892 A JP12205892 A JP 12205892A JP 3288424 B2 JP3288424 B2 JP 3288424B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- cooling
- rolled steel
- strength cold
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高い伸び特性と高強
度を兼備した伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方
法に関し、とくに自動車部品等の用途に供して好適なも
のである。
度を兼備した伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方
法に関し、とくに自動車部品等の用途に供して好適なも
のである。
【０００２】
【従来の技術】高い伸び特性を有し、張出しを主体とし
たプレス成形に適した高強度鋼板としては、例えば特開
平１−242721号公報に開示されているような、フェライ
ト（α）−ベーナイト（Zw) −残留オーステナイト（γ
R ) からなる混合組織鋼板が知られている。この鋼板
は、Si：0.5 〜2.0 wt％（以下単に％で示す）, Mn：0.
5〜2.0 ％を含有する低中炭素鋼（Ｃ：0.05〜0.40％）
をベース成分とし、連続焼鈍において、720 ℃（A1点）
以上に加熱することによってオーステナイト（γ）を全
量又は部分的に形成させ、ついで少なくとも 700〜400
℃程度まで連続的に急速冷却したのち、400 ℃前後で数
分の保持を行うベースサイクルで処理することによっ
て、製造される。
たプレス成形に適した高強度鋼板としては、例えば特開
平１−242721号公報に開示されているような、フェライ
ト（α）−ベーナイト（Zw) −残留オーステナイト（γ
R ) からなる混合組織鋼板が知られている。この鋼板
は、Si：0.5 〜2.0 wt％（以下単に％で示す）, Mn：0.
5〜2.0 ％を含有する低中炭素鋼（Ｃ：0.05〜0.40％）
をベース成分とし、連続焼鈍において、720 ℃（A1点）
以上に加熱することによってオーステナイト（γ）を全
量又は部分的に形成させ、ついで少なくとも 700〜400
℃程度まで連続的に急速冷却したのち、400 ℃前後で数
分の保持を行うベースサイクルで処理することによっ
て、製造される。
【０００３】このようにして製造された鋼板は、従来か
ら製造されていたフェライトとマルテンサイトからなる
２相組織鋼よりも良好な特性（たとえばT.S.：80 kgf/m
m2でＥｌ：30％) を示すものの、T.S.が30〜35 kgf/mm2
の軟鋼板の延性（Ｅｌ：35％程度）と同等程度のものを
製造することはできなかった。この原因としては種々考
えられるけれども、400 ℃前後で数分の保持によって形
成されたγR は高い歪域では必ずしも安定ではないこと
が挙げられる。
ら製造されていたフェライトとマルテンサイトからなる
２相組織鋼よりも良好な特性（たとえばT.S.：80 kgf/m
m2でＥｌ：30％) を示すものの、T.S.が30〜35 kgf/mm2
の軟鋼板の延性（Ｅｌ：35％程度）と同等程度のものを
製造することはできなかった。この原因としては種々考
えられるけれども、400 ℃前後で数分の保持によって形
成されたγR は高い歪域では必ずしも安定ではないこと
が挙げられる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、従来鋼よりも一段と優れた
伸び特性を有する高強度鋼板の有利な製造方法を提案す
ることを目的とする。
題を有利に解決するもので、従来鋼よりも一段と優れた
伸び特性を有する高強度鋼板の有利な製造方法を提案す
ることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】さて発明者らは、上記の
目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、連続焼鈍のサ
イクルとくに冷却中の特定温度域において数回の保定又
は緩冷却を特定時間行うことにより、伸び特性の大幅な
向上が実現されることの知見を得た。この発明は、上記
の知見に立脚するものである。
目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、連続焼鈍のサ
イクルとくに冷却中の特定温度域において数回の保定又
は緩冷却を特定時間行うことにより、伸び特性の大幅な
向上が実現されることの知見を得た。この発明は、上記
の知見に立脚するものである。
【０００６】すなわちこの発明の要旨構成は次のとおり
である。 (1). Ｃ：0.02〜0.40％、 Si：0.05〜2.5 ％、 Mn：0.2 〜3.5 ％、 Al：0.005 〜0.12％及び Ｓ：0.010 ％以下 を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼素材
を、常法に従い熱間圧延、ついで冷間圧延した後、連続
焼鈍にてA1〜A3変態点まで加熱した後の冷却過程におい
て、少なくとも 650〜480 ℃の温度範囲（但し 650℃は
除く）を20〜100℃／ｓの速度で冷却しつつ、この冷却
の途中で、５℃／ｓ以下の緩冷却あるいは短時間の加熱
保持からなる冷却停止処理を１〜５回にわたり合計で１
〜４秒間行ったのち、 350〜450 ℃の温度範囲で30秒以
上保持することからなる伸び特性に優れる高強度冷延鋼
板の製造方法。
である。 (1). Ｃ：0.02〜0.40％、 Si：0.05〜2.5 ％、 Mn：0.2 〜3.5 ％、 Al：0.005 〜0.12％及び Ｓ：0.010 ％以下 を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼素材
を、常法に従い熱間圧延、ついで冷間圧延した後、連続
焼鈍にてA1〜A3変態点まで加熱した後の冷却過程におい
て、少なくとも 650〜480 ℃の温度範囲（但し 650℃は
除く）を20〜100℃／ｓの速度で冷却しつつ、この冷却
の途中で、５℃／ｓ以下の緩冷却あるいは短時間の加熱
保持からなる冷却停止処理を１〜５回にわたり合計で１
〜４秒間行ったのち、 350〜450 ℃の温度範囲で30秒以
上保持することからなる伸び特性に優れる高強度冷延鋼
板の製造方法。
【０００７】(2).上記(1) において、鋼素材がさらに、 Ｐ：0.015 〜0.15％、 を含有するものである伸び特性に優れる高強度冷延鋼板
の製造方法。
の製造方法。
【０００８】(3).上記(1) 又は(2) において、鋼素材が
さらに、 Cr：1.5 ％以下、 Mo：0.5 ％以下及び Ｂ：0.01％以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有するものであ
る伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
さらに、 Cr：1.5 ％以下、 Mo：0.5 ％以下及び Ｂ：0.01％以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有するものであ
る伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
【０００９】(4).上記(1), (2)又は(3) において、鋼素
材がさらに、 Ti：0.10％以下、 Nb：0.10％以下、 Ｖ：0.10％以下及び Zr：0.10％以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有するものであ
る伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
材がさらに、 Ti：0.10％以下、 Nb：0.10％以下、 Ｖ：0.10％以下及び Zr：0.10％以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有するものであ
る伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１０】(5).上記(1), (2), (3) 又は(4) におい
て、鋼素材がさらに、 Ca：0.0030％以下及び Rem：0.05％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含有するものである伸
び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
て、鋼素材がさらに、 Ca：0.0030％以下及び Rem：0.05％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含有するものである伸
び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１１】以下、この発明で最も特徴的な連続焼鈍処
理中の冷却パターンの影響について調べた結果を説明す
る。Ｃ：0.20％，Si：1.5 ％, Mn：1.5 ％, Al：0.040
％, Ｐ：0.010 ％及びＳ：0.004 ％を含有し、残部はFe
及び不可避的不純物の組成になるAlキルド鋼を、常法に
従う熱間圧延、冷間圧延処理により、1.0 mmの冷延鋼板
とした。ついでこの鋼板の連続焼鈍工程中、 800℃, 60
秒間の加熱処理後、３℃／ｓの速度で 680℃まで冷却し
たのち、 400℃まで平均冷却速度30℃／ｓで急冷しなが
ら、途中で冷却を数回にわたり停止する処理を施した。
この処理中、鋼板には強制的な冷却もまた意図的な加熱
も施さなかった。ついでかような急速冷却終了後、 400
℃にて３分間の保定を行ったのち、室温まで冷却した。
かくして得られた鋼板の引張強さT.S.はいずれも、80〜
85 kgf/mm2であった。
理中の冷却パターンの影響について調べた結果を説明す
る。Ｃ：0.20％，Si：1.5 ％, Mn：1.5 ％, Al：0.040
％, Ｐ：0.010 ％及びＳ：0.004 ％を含有し、残部はFe
及び不可避的不純物の組成になるAlキルド鋼を、常法に
従う熱間圧延、冷間圧延処理により、1.0 mmの冷延鋼板
とした。ついでこの鋼板の連続焼鈍工程中、 800℃, 60
秒間の加熱処理後、３℃／ｓの速度で 680℃まで冷却し
たのち、 400℃まで平均冷却速度30℃／ｓで急冷しなが
ら、途中で冷却を数回にわたり停止する処理を施した。
この処理中、鋼板には強制的な冷却もまた意図的な加熱
も施さなかった。ついでかような急速冷却終了後、 400
℃にて３分間の保定を行ったのち、室温まで冷却した。
かくして得られた鋼板の引張強さT.S.はいずれも、80〜
85 kgf/mm2であった。
【００１２】またこの鋼板の伸び値（Ｅｌ) について
は、以下に述べるとおりである。図１に、 500〜630 ℃
の間で施した冷却停止の回数及び合計停止時間がＥｌに
及ぼす影響について調べた結果をまとめて示す。同図よ
り明らかなように、停止回数が５回以下でかつ合計停止
時間が１〜４秒の冷却停止処理を施した場合、従来のよ
うな冷却停止処理を施さない場合（停止時間０秒）に比
べてＥｌが著しく向上している。この点、停止時間が４
秒を超えたり、停止回数が６回以上になると冷却停止処
理の効果は得られていない。
は、以下に述べるとおりである。図１に、 500〜630 ℃
の間で施した冷却停止の回数及び合計停止時間がＥｌに
及ぼす影響について調べた結果をまとめて示す。同図よ
り明らかなように、停止回数が５回以下でかつ合計停止
時間が１〜４秒の冷却停止処理を施した場合、従来のよ
うな冷却停止処理を施さない場合（停止時間０秒）に比
べてＥｌが著しく向上している。この点、停止時間が４
秒を超えたり、停止回数が６回以上になると冷却停止処
理の効果は得られていない。
【００１３】図２に、 680℃から種々の速度で急冷中、
１回の停止処理（保定時間 1.5秒）を種々の温度で行っ
た際のＥｌの変化傾向について調べた結果を示す。同図
より明らかなように、冷却速度が20〜100 ℃／ｓの範囲
において、停止処理を 480〜650 ℃の温度域で行った場
合に、とりわけ優れたＥｌ向上効果が得られた。
１回の停止処理（保定時間 1.5秒）を種々の温度で行っ
た際のＥｌの変化傾向について調べた結果を示す。同図
より明らかなように、冷却速度が20〜100 ℃／ｓの範囲
において、停止処理を 480〜650 ℃の温度域で行った場
合に、とりわけ優れたＥｌ向上効果が得られた。
【００１４】このように連続焼鈍の際の冷却中に、所定
の条件下で冷却停止処理を行うことによって、Ｅｌが著
しく向上する理由については、まだ明確に解明されたわ
けではないが、連続焼鈍でA1〜A3点に加熱中に形成され
たオーステナイト相が急冷途中の停止時に効率よくベー
ナイトに変態することによって、オーステナイトへのＣ
の濃化が良好に進展し、その結果 400℃前後における途
中保持でも安定な残留オーステナイトが効率よく形成さ
れることによるものと推定される。なお停止の回数が６
回以上になったり、停止時間の合計時間が４秒を超える
と再びＥｌが低下するのは、見掛けの冷却速度が低下す
ることにより、延性に不利なパーライトが生成されるた
めと考えられる。
の条件下で冷却停止処理を行うことによって、Ｅｌが著
しく向上する理由については、まだ明確に解明されたわ
けではないが、連続焼鈍でA1〜A3点に加熱中に形成され
たオーステナイト相が急冷途中の停止時に効率よくベー
ナイトに変態することによって、オーステナイトへのＣ
の濃化が良好に進展し、その結果 400℃前後における途
中保持でも安定な残留オーステナイトが効率よく形成さ
れることによるものと推定される。なお停止の回数が６
回以上になったり、停止時間の合計時間が４秒を超える
と再びＥｌが低下するのは、見掛けの冷却速度が低下す
ることにより、延性に不利なパーライトが生成されるた
めと考えられる。
【００１５】
【作用】この発明において、鋼素材の成分組成を前記の
範囲に限定して理由は、次のとおりである。 Ｃ：0.02〜0.40％ 焼鈍後も安定した残留オーステナイトを形成させるため
には、Ｃのオーステナイトへの濃化が必要であり、その
ためには少なくとも0.02％のＣが必要である。しかしな
がら0.40％を超えると延性及び溶接性が劣化する。
範囲に限定して理由は、次のとおりである。 Ｃ：0.02〜0.40％ 焼鈍後も安定した残留オーステナイトを形成させるため
には、Ｃのオーステナイトへの濃化が必要であり、その
ためには少なくとも0.02％のＣが必要である。しかしな
がら0.40％を超えると延性及び溶接性が劣化する。
【００１６】Si：0.05〜2.5 ％ Siは、フェライト相に濃化することにより、鋼中Ｃのオ
ーステナイトへの濃化を促進させる有用元素であり、そ
のためには少なくとも0.05％を必要とするが、2.5 ％超
えると延性の低下と共に熱間加工性の劣化を招くので、
Siは0.05〜2.5％好ましくは 0.5〜1.5 ％の範囲に限定
した。
ーステナイトへの濃化を促進させる有用元素であり、そ
のためには少なくとも0.05％を必要とするが、2.5 ％超
えると延性の低下と共に熱間加工性の劣化を招くので、
Siは0.05〜2.5％好ましくは 0.5〜1.5 ％の範囲に限定
した。
【００１７】Mn：0.2 〜3.5 ％ Mnは、オーステナイト相に濃化してオーステナイトを安
定させる有用元素であるが、 0.2％に満たないとその添
加効果に乏しく、一方 3.5％を超えるとその効果は飽和
に達するので、Mn量は 0.2〜3.5 ％の範囲に限定した。
定させる有用元素であるが、 0.2％に満たないとその添
加効果に乏しく、一方 3.5％を超えるとその効果は飽和
に達するので、Mn量は 0.2〜3.5 ％の範囲に限定した。
【００１８】Al：0.005 〜0.12％ Alは、製鋼段階で脱酸剤として有用であるので、 0.005
％以上を添加するが、0.12％超えるとその効果は飽和す
るので、 0.005〜0.12％の範囲に限定した。
％以上を添加するが、0.12％超えるとその効果は飽和す
るので、 0.005〜0.12％の範囲に限定した。
【００１９】Ｓ：0.010 ％以下 Ｓは、多量に含有されると介在物が増大し、プレス加工
性を劣化させるので、極力低減することが好ましいが、
0.010％以下の範囲で許容できる。
性を劣化させるので、極力低減することが好ましいが、
0.010％以下の範囲で許容できる。
【００２０】以上、基本成分について説明したが、この
発明ではその他にも、Siと同等の効果を有する元素とし
てＰを、またMnと同等の効果を有する元素としてCr, Mo
及びＢのうちから選んだ１種又は２種以上を、さらにフ
ェライト相を細粒化することによりプレス成形性を向上
させる元素としてTi, Nb, Zr及びＶのうちから選ばれた
１種又は２種以上を、またさらに介在物形態を制御する
元素としてCa及びRemのうちから選んだ１種又は２種
を、それぞれ選択的に添加することができる。以下、そ
の限定理由について説明する。
発明ではその他にも、Siと同等の効果を有する元素とし
てＰを、またMnと同等の効果を有する元素としてCr, Mo
及びＢのうちから選んだ１種又は２種以上を、さらにフ
ェライト相を細粒化することによりプレス成形性を向上
させる元素としてTi, Nb, Zr及びＶのうちから選ばれた
１種又は２種以上を、またさらに介在物形態を制御する
元素としてCa及びRemのうちから選んだ１種又は２種
を、それぞれ選択的に添加することができる。以下、そ
の限定理由について説明する。
【００２１】Ｐ：0.015 〜0.15％ Ｐは、Siと同様、フェライト相に濃化して、鋼中Ｃのオ
ーステナイトへの濃化促進に有効に寄与するが、 0.015
％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15％を超える
と鋼の２次加工脆性を劣化させるので、 0.015〜0.15％
の範囲で添加するものとした。
ーステナイトへの濃化促進に有効に寄与するが、 0.015
％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15％を超える
と鋼の２次加工脆性を劣化させるので、 0.015〜0.15％
の範囲で添加するものとした。
【００２２】Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.
01％以下 Cr, Mo及びＢはいずれも、Mnと同様、オーステナイト相
に濃化してオーステナイトの安定化に有効に寄与する
が、それぞれCr：1.5 ％、Mo：0.5 ％、Ｂ：0.01％を超
えて添加しても、それらの添加効果は飽和に達するの
で、それぞれ上記の範囲で添加するものとした。
01％以下 Cr, Mo及びＢはいずれも、Mnと同様、オーステナイト相
に濃化してオーステナイトの安定化に有効に寄与する
が、それぞれCr：1.5 ％、Mo：0.5 ％、Ｂ：0.01％を超
えて添加しても、それらの添加効果は飽和に達するの
で、それぞれ上記の範囲で添加するものとした。
【００２３】Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ｖ：0.
10％以下、Zr：0.10％以下 Ti, Nb, Ｖ及びZrはいずれも、連続焼鈍中に再結晶組織
を微細化して、プレス加工性を向上させる有用元素であ
るが、いずれも0.10％を超えて添加しても、それらの効
果は飽和に達し、むしろコストアップの原因となるの
で、それぞれ上記の範囲で添加するものとした。
10％以下、Zr：0.10％以下 Ti, Nb, Ｖ及びZrはいずれも、連続焼鈍中に再結晶組織
を微細化して、プレス加工性を向上させる有用元素であ
るが、いずれも0.10％を超えて添加しても、それらの効
果は飽和に達し、むしろコストアップの原因となるの
で、それぞれ上記の範囲で添加するものとした。
【００２４】Ca：0.0030％、 Rem：0.05％以下 Ca及びRem （希土類元素）はいずれも、鋼中のＳを硫化
物として固定することによって鋼板のプレス加工性、特
に局部延性能を向上させる有用元素であるが、Ca：0.00
30％、 Rem：0.05％を超えるとそれらの効果は飽和に達
するので、それぞれ上記の範囲で添加するものとした。
物として固定することによって鋼板のプレス加工性、特
に局部延性能を向上させる有用元素であるが、Ca：0.00
30％、 Rem：0.05％を超えるとそれらの効果は飽和に達
するので、それぞれ上記の範囲で添加するものとした。
【００２５】次に、製造工程について具体的に説明す
る。上記の好適成分組成に調整された鋼素材は、熱間圧
延され、脱スケール後、冷間圧延されるが、この製鋼段
階から冷間圧延段階までの間については製造条件が特に
限定されることはなく、常法に従って行えば良い。
る。上記の好適成分組成に調整された鋼素材は、熱間圧
延され、脱スケール後、冷間圧延されるが、この製鋼段
階から冷間圧延段階までの間については製造条件が特に
限定されることはなく、常法に従って行えば良い。
【００２６】次に、この発明の最も重要なポイントであ
る連続焼鈍条件について説明する。さて冷間圧延された
鋼は、連続焼鈍処理にて、A1〜A3変態点の温度域に加熱
される。というのはこの発明では、加熱中に鋼の一部を
オーステナイト変態させることが必要で、そのためには
A1点以上の温度に加熱することが必要だからであり、一
方加熱温度がA3点を超えると、再結晶したフェライトが
100 ％オーステナイトに変態するため、オーステナイト
中に十分な量のＣ濃化が達成できなくなる結果、室温ま
で所定の冷却パターンで冷却しても安定な残留オーステ
ナイトが形成されず、Ｅｌの向上が期待できないからで
ある。
る連続焼鈍条件について説明する。さて冷間圧延された
鋼は、連続焼鈍処理にて、A1〜A3変態点の温度域に加熱
される。というのはこの発明では、加熱中に鋼の一部を
オーステナイト変態させることが必要で、そのためには
A1点以上の温度に加熱することが必要だからであり、一
方加熱温度がA3点を超えると、再結晶したフェライトが
100 ％オーステナイトに変態するため、オーステナイト
中に十分な量のＣ濃化が達成できなくなる結果、室温ま
で所定の冷却パターンで冷却しても安定な残留オーステ
ナイトが形成されず、Ｅｌの向上が期待できないからで
ある。
【００２７】ついで鋼板を、 350〜450 ℃の温度域まで
冷却するわけであるが、この冷却途中、少なくとも 650
〜480 ℃の温度域（但し 650℃は除く）において、以下
に述べるような冷却停止処理を含む急冷処理を施すこと
が重要である。さて 650℃以下では、冷却速度が20℃／
秒を下回ると、焼鈍中に形成されたオーステナイトがパ
ーライトに変態して延性を劣化させ、一方 100℃／秒を
超えると、後続の保持処理によっても十分な量の残留オ
ーステナイトが得られない。そこで 650〜480 ℃の温度
域（但し 650℃は除く）は20〜100 ℃／秒の速度で冷却
するが、この冷却中、１〜５回にわたり合計で１〜４秒
間の冷却停止処理を施す。ここに冷却停止回数を１〜５
回、また合計停止時間を１〜４秒間に限定したのは、前
掲図１に示したとおり、停止回数が６回以上となった場
合、及び合計停止時間が１秒を下回ったり４秒を上回っ
た場合には、満足いく程のＥｌの向上が望み得ないから
である。
冷却するわけであるが、この冷却途中、少なくとも 650
〜480 ℃の温度域（但し 650℃は除く）において、以下
に述べるような冷却停止処理を含む急冷処理を施すこと
が重要である。さて 650℃以下では、冷却速度が20℃／
秒を下回ると、焼鈍中に形成されたオーステナイトがパ
ーライトに変態して延性を劣化させ、一方 100℃／秒を
超えると、後続の保持処理によっても十分な量の残留オ
ーステナイトが得られない。そこで 650〜480 ℃の温度
域（但し 650℃は除く）は20〜100 ℃／秒の速度で冷却
するが、この冷却中、１〜５回にわたり合計で１〜４秒
間の冷却停止処理を施す。ここに冷却停止回数を１〜５
回、また合計停止時間を１〜４秒間に限定したのは、前
掲図１に示したとおり、停止回数が６回以上となった場
合、及び合計停止時間が１秒を下回ったり４秒を上回っ
た場合には、満足いく程のＥｌの向上が望み得ないから
である。
【００２８】なおこの発明でいう冷却停止とは、ガスジ
ェットやロールもしくはミストによる強制的な冷却を停
止することの意であり、具体的には５℃／ｓ以下の緩冷
却を意味するが、その他、ヒーター等による短時間の加
熱保持も含むものとする。
ェットやロールもしくはミストによる強制的な冷却を停
止することの意であり、具体的には５℃／ｓ以下の緩冷
却を意味するが、その他、ヒーター等による短時間の加
熱保持も含むものとする。
【００２９】ついで上記の冷却処理後、 350〜450 ℃で
30秒以上保持して、残留オーステナイトの安定化を図
る。ここに保持温度範囲を 350〜450 ℃としたのは、保
持温度が 450℃よりも高いと安定したオーステナイトの
形成が期待できず、一方 350℃未満では延性に不利なマ
ルテンサイトが生成するからである。なおこの発明で
は、上記温度域の保持に先立ち、急冷中の冷却停止処理
によって残留オーステナイトの安定化がほぼ達成されて
いるので、保持時間は短くて良く、30秒以上あれば良好
な伸び特性が得られる。最も好ましい保持時間は 120〜
180 秒間であり、長大な保持炉を必要とするような 300
秒以上の保持は不要である。
30秒以上保持して、残留オーステナイトの安定化を図
る。ここに保持温度範囲を 350〜450 ℃としたのは、保
持温度が 450℃よりも高いと安定したオーステナイトの
形成が期待できず、一方 350℃未満では延性に不利なマ
ルテンサイトが生成するからである。なおこの発明で
は、上記温度域の保持に先立ち、急冷中の冷却停止処理
によって残留オーステナイトの安定化がほぼ達成されて
いるので、保持時間は短くて良く、30秒以上あれば良好
な伸び特性が得られる。最も好ましい保持時間は 120〜
180 秒間であり、長大な保持炉を必要とするような 300
秒以上の保持は不要である。
【００３０】
実施例１ 表１に示す化学成分の鋼を、転炉出鋼−連続鋳造でスラ
ブとし、ついで仕上げ温度：850 ℃、巻取り温度：520
℃で熱間圧延を行い、酸洗後、圧下率：71％の冷間圧延
を施して1.0 mm厚の冷延板とした。ついで連続焼鈍炉に
て、加熱速度：５℃／ｓで 800℃まで加熱し、該温度で
30秒の保持を行った。その後３℃／ｓで700 ℃まで徐冷
したのち、 700℃から 400℃まで55℃／ｓで急冷する
際、 590℃及び 520℃の温度で２回、合計で 2.0秒の冷
却停止処理を行った。ついで 400℃で 150秒の保持後、
室温まで冷却した。かくして得られた鋼板の引張り特性
について調べた結果を表１に併記する。
ブとし、ついで仕上げ温度：850 ℃、巻取り温度：520
℃で熱間圧延を行い、酸洗後、圧下率：71％の冷間圧延
を施して1.0 mm厚の冷延板とした。ついで連続焼鈍炉に
て、加熱速度：５℃／ｓで 800℃まで加熱し、該温度で
30秒の保持を行った。その後３℃／ｓで700 ℃まで徐冷
したのち、 700℃から 400℃まで55℃／ｓで急冷する
際、 590℃及び 520℃の温度で２回、合計で 2.0秒の冷
却停止処理を行った。ついで 400℃で 150秒の保持後、
室温まで冷却した。かくして得られた鋼板の引張り特性
について調べた結果を表１に併記する。
【００３１】
【表１】
【００３２】同表より明らかなように、この発明に従い
得られた鋼はいずれも、比較鋼に比べると、高強度のわ
りに高い延性( Ｅｌ) が得られている。
得られた鋼はいずれも、比較鋼に比べると、高強度のわ
りに高い延性( Ｅｌ) が得られている。
【００３３】実施例２ 前掲表１の鋼Ａ（発明鋼）を用い、連続焼鈍処理サイク
ルを、表２に示すように種々に変化させた。この時得ら
れた鋼板の引張り特性について調べた結果を表２に併記
する。
ルを、表２に示すように種々に変化させた。この時得ら
れた鋼板の引張り特性について調べた結果を表２に併記
する。
【００３４】
【表２】 同表より明らかなように、この発明に従う条件で連続焼
鈍を行った場合には、とりわけ良好な引張り特性が得ら
れている。
鈍を行った場合には、とりわけ良好な引張り特性が得ら
れている。
【００３５】以上、実施例では、冷延板について主に説
明したが、その後に各種めっきを施すことが可能なのは
言うまでもない。
明したが、その後に各種めっきを施すことが可能なのは
言うまでもない。
【００３６】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、従来鋼では
望み得なかった高い伸び特性を高強度鋼板に付与するこ
とができ、特に自動車用鋼板の用途に用いて偉効を奏す
る。
望み得なかった高い伸び特性を高強度鋼板に付与するこ
とができ、特に自動車用鋼板の用途に用いて偉効を奏す
る。
【図１】連続焼鈍後の冷却処理における急冷停止回数及
び合計停止時間がＥｌに及ぼす影響を示した図である。
び合計停止時間がＥｌに及ぼす影響を示した図である。
【図２】連続焼鈍後の冷却処理における冷却速度及び冷
却停止温度がＥｌに及ぼす影響を示した図である。
却停止温度がＥｌに及ぼす影響を示した図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭62−188729（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−79321（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−164827（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−157625（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−187625（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C21D 9/52 C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.40wt％、 Si：0.05〜2.5 wt％、 Mn：0.2 〜3.5 wt％、 Al：0.005 〜0.12wt％及び Ｓ：0.010 wt％以下 を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼素材
を、常法に従い熱間圧延、ついで冷間圧延した後、連続
焼鈍にてA1〜A3変態点まで加熱した後の冷却過程におい
て、少なくとも 650〜480 ℃の温度範囲（但し 650℃は
除く）を20〜100℃／ｓの速度で冷却しつつ、この冷却
の途中で、５℃／ｓ以下の緩冷却あるいは短時間の加熱
保持からなる冷却停止処理を１〜５回にわたり合計で１
〜４秒間行ったのち、 350〜450 ℃の温度範囲で30秒以
上保持することを特徴とする伸び特性に優れる高強度冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼素材がさらに、 Ｐ：0.015 〜0.15wt％、 を含有するものである伸び特性に優れる高強度冷延鋼板
の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２において、鋼素材がさら
に、 Cr：1.5 wt％以下、 Mo：0.5 wt％以下及び Ｂ：0.01％以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有するものであ
る伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１，２又は３において、鋼素材が
さらに、 Ti：0.10wt％以下、 Nb：0.10wt％以下、 Ｖ：0.10wt％以下及び Zr：0.10wt％以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有するものであ
る伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１，２，３又は４において、鋼素
材がさらに、 Ca：0.0030wt％以下及び Rem：0.05wt％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含有するものである伸
び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12205892A JP3288424B2 (ja) | 1992-05-14 | 1992-05-14 | 伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12205892A JP3288424B2 (ja) | 1992-05-14 | 1992-05-14 | 伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05311236A JPH05311236A (ja) | 1993-11-22 |
| JP3288424B2 true JP3288424B2 (ja) | 2002-06-04 |
Family
ID=14826584
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12205892A Expired - Fee Related JP3288424B2 (ja) | 1992-05-14 | 1992-05-14 | 伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3288424B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006106668A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019163490A (ja) * | 2016-06-21 | 2019-09-26 | 株式会社日立製作所 | 冷却装置 |
-
1992
- 1992-05-14 JP JP12205892A patent/JP3288424B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006106668A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| US9074272B2 (en) | 2005-03-30 | 2015-07-07 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in uniform elongation and method for manufacturing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05311236A (ja) | 1993-11-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0524205B2 (ja) | ||
| JP3233743B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| US7507307B2 (en) | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength | |
| US20150218684A1 (en) | Cold-Rolled Flat Steel Product and Method for the Production Thereof | |
| JP3301348B2 (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH10219394A (ja) | 深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板及び冷延鋼板用の熱延鋼帯 | |
| JPH0635619B2 (ja) | 延性の良い高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3514158B2 (ja) | 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2004018912A (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004018911A (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3288424B2 (ja) | 伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3911972B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 | |
| JP2621744B2 (ja) | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06264183A (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JPH0645827B2 (ja) | 加工性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3288514B2 (ja) | 深絞り加工用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3687400B2 (ja) | 加工性およびめっき性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JP3412157B2 (ja) | 高延性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JPH0321611B2 (ja) | ||
| JPH04333526A (ja) | 高延性熱延高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2608508B2 (ja) | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2562964B2 (ja) | 強加工用熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS6338518A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP3704790B2 (ja) | 耐時効性の良好な冷延鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080315 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090315 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100315 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100315 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110315 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120315 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |