JP4445365B2 - 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法に関するものである。
近年、自動車の軽量化、衝突安全性の向上の必要性から、車体骨格部材や補強部材、座席骨格部品等に成形性に優れた高強度鋼板が強く要望されている。これらの部品形状は、意匠性や車体設計上の要件から、複雑な形状を要求されることもあり、優れた加工性能を有した高強度鋼板が必要である。
一方、加工方法は鋼板の高強度化により、従来のシワ押さえを用いた絞り加工から、単純なスタンピングや曲げ加工によって行われる場合が多く、特に、曲げ稜線が円弧状等の曲線の場合、鋼板端面が延ばされる、伸びフランジ加工になる場合もある。また部品によっては加工穴部（下穴）を拡張してフランジを形成させるバーリング加工が行われる部品も少なくなく、その拡張量も、大きいもので下穴の直径の1.6 倍以上まで拡張する場合がある。
一方、スプリングバック等の部品加工後の弾性回復現象は、高強度鋼板化になるほど発生し易く、部品精度確保を阻害するものである。
このようにこれらの加工は鋼板に伸びフランジ性や穴拡げ性、曲げ性等の局部成形性が必要であるが、従来の高強度鋼板ではこれらの性能が十分ではなく、亀裂等の不良が発生し、安定な製品加工ができない問題があった。
そこで、これまで伸びフランジ成形性を改善した高強度鋼板は特許文献１が提案されているが、加工性、特に穴拡げ性向上のニーズの拡大は著しく、加えて伸びの向上も同時に満たすという、更なる改善が望まれた。
特開平９−６７６４５号公報
本発明は、前述のような従来技術を解決し、伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することにある。具体的には引張強さ500MPa以上で前記の性能を発揮する高強度薄鋼板の製造方法を工業的規模で実現することにある。
本発明者らは、伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を検討した結果、鋼板の更なる延性、穴拡げ性を向上させるには、鋼板の引張強度が500MPa以上の高強度冷延鋼板の場合、鋼板の金属組織の形態とバランスおよび焼戻マルテンサイト活用が重要であることを見出した。さらに、引張強さとSi、Alを特定の関係とすることで、適正なフェライト面積率の確保しつつ化成処理性やめっき密着性の劣化を回避し、また、Mg、REM 、Caの添加により内部に含まれる析出物等の介在物を制御して局部成形性を向上させることにより、従来にないプレス成形能を向上させる鋼板の製造方法を見出したものである。
（１）質量％で、Ｃ：0.03〜0.25％、Si：0.013〜0.299％、Mn：0.8 〜3.1 ％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.02％、Al≦2.0 ％、Ｎ≦0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを製造し、1150〜1250℃の範囲で加熱し、その後800 〜950 ℃の温度範囲で熱間圧延を行い、700 ℃以下で巻取り、次いで、通常の酸洗の後、圧下率を３０〜８０％として冷間圧延後、連続焼鈍工程で６00℃以上Ac 3 点＋５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、平均冷却速度１０〜150 ℃／s で400 ℃以下まで冷却し、次いで150 〜400 ℃で１〜２０分の第１の加熱保持をした後に、引続き前記第１の加熱保持温度より30〜300 ℃高い温度かつ500 ℃以下で１〜100 秒の第２の加熱保持をした後、冷却することにより、ミクロ組織が、フェライトが面積率で１０〜８５％、残留オーステナイトが体積率で１〜１０％、面積率で１０％以上６０％以下の焼戻マルテンサイトおよび残部がベイナイトの金属組織を有するものとしたことを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（２）前記連続焼鈍工程で、６00℃以上Ac 3 点＋５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、平均冷却速度10〜150 ℃／s で400 ℃以下まで冷却し、次いで150 〜400 ℃で１〜20分の第１の加熱保持をした後に、マルテンサイト変態点以下まで冷却し、その冷却終了温度以上、500 ℃以下で１〜100 秒の第２の加熱保持をした後、冷却することを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法にある。
本発明によれば、 自動車部品などに使用される、 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を提供することが可能となり、その工業的価値は極めて大きいものである。
本発明による高強度薄鋼板の組織の最大の特徴は、焼鈍急冷工程後に、必要な加熱処理を施すことで、フェライト、残留オーステナイト、焼戻マルテンサイト、ベイナイトをバランスよく含む金属組織を得て、延性や穴拡げ性に極めて安定した材質が得られることである。
次に、本発明の化学成分の限定について説明する。
Ｃは、鋼の強化および焼入れ性を向上させるためには重要な元素であり、フェライトとマルテンサイトおよびベイナイト等からなる複合組織を得るのに不可欠である。ＴＳ≧500MPaかつ局部成形性に有利なベイナイトや焼戻マルテンサイトを得るために0.03％以上必要とする、一方、含有量が多くなるとセメンタイトなどの鉄系炭化物の粗大化も起こり易くなって局部成形性が劣化するばかりか、溶接後の硬さ上昇が著しく0.25％を上限とする。
Siは、鋼の加工性を低下させることなく強度上昇に好ましい元素である。しかし、0.013 ％未満では、穴拡げ性に有害なパーライト組織を形成し易くなる上、フェライトの固溶強化能の低下で、形成される組織間の硬度差が大きくなり、穴拡げ性劣化を招くことから、0.013 ％を下限とした。0.299％を超えると、フェライトの固溶強化能の上昇で、冷間圧延性が低下することや、鋼板表面に生成するSi酸化物のため化成処理性の低下を生じる。また、めっき密着性、溶接性も低下するため0.299％を上限とする。
Mnは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、 炭化物の生成を遅らせる元素でありフェライトの生成に有効な元素である。0.8 ％未満では強度が満足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣化する。3.1 ％超ではマルテンサイト過多となり強度上昇を招き延性および加工性が劣化するため、3.1 ％を上限とする。
Ｐは0.02％を超えると鋳造時の凝固偏析が著しく内部割れや穴拡げ性の劣化を招くとともに溶接部の脆化を引き起こすため上限を0.02％とする。
ＳはMnS などの硫化物系介在物として残留するため有害な元素である。特に、母材強度が高くなるほど、その影響が顕著であり、引張り強さが500Mpa以上では0.02％以下に抑制すべきである。但しTiが添加されている場合、Ti系硫化物として析出が起こるため多少緩和される。
Alは鋼の脱酸に必要な元素であるが、2.0 ％を超えるとアルミナ等の介在物が増加し加工性を損なうため、2.0 ％を上限とする。延性を向上させるためには0.2 ％以上の添加が好ましいものである。
Ｎは0.01％を超えると母材の時効性および加工性が劣化するため0.01％を上限とする。
高強度鋼板とするためには一般に多量の元素添加が必要となり、 フェライト生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低減し、第２相の分率が増加するため、 特に500MPa以上では伸びが低下してくる。この改善のために、通常Si添加、Mn低減が多く用いられるが、前者は化成処理性やめっき密着性が劣化すること、後者は強度確保が困難となることから、本発明の目的とする鋼板においては利用できない。そこで発明者らは鋭意検討した結果、AlとSiの効果を見出し、式(A) の関係を満たすAl、Si、TSバランスを有するとき、十分なフェライト分率を確保することができ、優れた伸びも確保することを見出した。
（0.0012×[TS 狙い値]-0.29)/３＜[Al]+0.7[Si]＜1.0 ・・・・・ (A)
TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa 、[Al]はAlの質量％、[Si]はSiの質量％
AlとSiの添加量が（0.0012×[TS 狙い値]-0.29)/３以下となると、延性を向上させるために十分でなく、1.0 以上となると、化成処理性やめっき密着性が悪化する。
次に、本発明の選択元素について述べる。
Ｖは強度向上の目的で、0.005 〜１％の範囲で添加することができる。
Tiは強度向上の目的と、局部成形性への影響が比較的少ないTi系硫化物を形成して、有害なMnS を低減するのに有効な元素である。また、溶接金属組織の粗大化を抑制し脆化し難くする効果もあり、これらの効果を発揮するには0.002 ％未満では、不十分であることから、0.002 ％を下限とする。しかし、過剰に添加すると粗大かつ角状のTiN が増加して局部成形性を低下するばかりか、安定な炭化物が形成され、母材製造時にオーステナイト中のＣ濃度が低下して、所望の焼入れ組織が得られず、引張強さも確保でき難くなることから、1.0 ％を上限とする。
Nbは強度向上の目的と、溶接熱影響部の軟化を抑制する微細な炭化物を形成するのに有効な元素であり、0.002 ％未満では、溶接熱影響部の軟化抑制効果が十分に得られないため、0.002 ％を下限とする。一方、過剰に添加すると炭化物の増加により母材の加工性が低下するため、1.0 ％を上限とする。
Crも強化元素として添加できるが0.005 ％未満では効果がでず、２％超では延性および化成処理性が劣化するため、0.005 ％〜２％の範囲とする。
Moは強度確保と焼入れ性に効果があり、 さらにベイナイト組織を得られ易くする元素である。また、溶接熱影響部の軟化を抑制する効果もあり、Nbなどとの共存によりその効果が高くなると考えられ、0.005 ％未満ではその効果は不十分であり、0.005 ％を下限とする。しかし、過剰に添加しても効果が飽和してしまい経済的に不利であるため１％を上限とする。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、Ｃとの相互作用によって溶接熱影響部のＣ拡散を抑制して軟化を抑える効果のある元素であり、その効果を発揮させるには、0.0002％以上の添加が必要になる。一方、過剰に添加すると、母材の加工性を低下するばかりか、鋼の脆化や熱間加工性の低下が起こるため、0.1 ％を上限とする。
Mgはこの添加により、酸素と結合して酸化物を形成するが、このとき生成されるMgO またはMgO を含むAl2O3 、SiO2、MnO 、Ti2O3 等との複合化合物は非常に微細に析出するものと考えられる。鋼中に微細かつ均一に分散したこれらの酸化物は、明確ではないが、亀裂の起点となる打抜き面やせん断面において、打ち抜き加工あるいはせん断加工時に微細ボイトを形成し、その後のバーリング加工や伸びフランジ加工の際、応力集中を抑制することで粗大クラックへの亀裂進展を防ぐ効果があると考えられる。これにより、穴拡げ性や伸びフランジ成形性を向上させることが可能となるが0.0005％未満ではその効果が不十分であるため、0.0005％を下限とする。一方、0.01％を超える添加は添加量に対する改善代が飽和するばかりでなく、逆に鋼の清浄度を劣化させ、穴拡げ性、伸びフランジ成形性を劣化させるため0.01％を上限とする。
REM はMgと同様の効果がある元素と考えられる。十分に確かめられていないが、微細な酸化物形成により亀裂抑制の効果により穴拡げ性や伸びフランジ成形性の向上が期待できる元素と考えられるが、0.0005％未満ではその効果が不十分であるため、0.0005％を下限とする。一方、0.01％を超える添加では添加量に対する改善代が飽和するばかりでなく、逆に鋼の清浄度を劣化させ、穴拡げ性、伸びフランジ成形性を劣化させるため0.01％を上限とする。
Caは、硫化物系介在物の形態制御（球状化）により、母材の局部成形性を向上させる効果があるが、0.0005％未満ではその効果が不十分であるため、0.0005％を下限とする。また、過剰に添加すると効果が飽和するばかりか、介在物の増加による逆効果（局部成形性劣化）が起こるため上限を0.01％とする。
本発明において、鋼板の組織をフェライト、残留オーステナイト、焼戻マルテンサイト、ベイナイトの複合組織とする理由は強度に加え、伸びと穴拡げ性に優れた鋼板を得るためである。フェライトとはポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライトを指す。
更に、本発明においては、高強度薄鋼板の金属組織において最大の特徴は、鋼中に面積率で１０％以上６０％以下の焼戻しマルテンサイトを有することである。この焼戻しマルテンサイトは、焼鈍の冷却過程で生成したマルテンサイトがマルテンサイト変態点以下の冷却後、150 〜400 ℃で１〜２０分保持する加熱処理や、さらに前記保持温度より５０〜300 ℃高い温度かつ500 ℃以下で１〜100 秒保持を加えることにより焼戻され焼戻しマルテンサイト組織となる。ここで、焼戻しマルテンサイトの面積率が１０％未満では組織間の硬度差が大きくなり過ぎて穴拡げ率の向上が見られず、一方、６０％超では鋼板強度が低下し過ぎる。更に、フェライトを面積率で１０〜８５％、残留オーステナイトを体積率で１〜１０％として鋼板中にバランスよく存在することにより伸びと穴拡げ率が著しく改善されるものと考えられる。フェライト面積率が１０％未満では、伸びが充分に確保できなく、フェライト面積率が８５％超では、強度不足になり好ましくないものである。又、本発明のプロセスにおいては、１％以上の残留オーステナイトは残るものであり、１０％超の残留オーステナイト体積率では残留オーステナイトは加工によりマルテンサイトに変態し、この時、マルテンサイト相とその周りの相との界面にはボイドや多くの転位が発生し、このような場所に水素が集積し、遅れ破壊特性が劣り、好ましくないものである。
次に製造方法について説明する。
まず、前記成分組成からなるスラブを製造する。このスラブを高温のまま、あるいは室温まで冷却した後、加熱炉に挿入し、1150〜1250℃の温度範囲で加熱し、その後、800 〜950 ℃の温度範囲で熱間仕上圧延を行い、700 ℃以下で巻取り熱延鋼板とする。熱延仕上温度が800 ℃未満では、結晶粒が混粒状態となり母材の加工性を低下させる。950 ℃超ではオーステナイト粒が粗大化して、所望のミクロ組織が得られない。巻取温度は低温の方がパーライト組織の発生を抑制できるが、冷却負荷も考慮すると好ましくは400 〜600 ℃の範囲とする。
次いで、酸洗の後、冷間圧延、焼鈍を行い薄鋼板とする。冷間圧延率は３０〜８０％の範囲が圧延負荷、材質上好ましい。
焼鈍温度は、高強度鋼板の所定の強度および加工性確保に重要であり、600 ℃〜Ac3 ＋５０℃が好ましい。600 ℃未満では、十分な再結晶が行われず、母材そのものの加工性が安定的に得られ難い。また、Ac3 ＋５０℃超では、オーステナイト粒径が粗大化し、フェライト生成が抑制され、所望のミクロ組織が得られ難くなる。また、本発明で規定されるミクロ組織を得るには連続焼鈍による方法が好ましい。
次いで、600 ℃以上Ar3 以下まで平均冷却速度３０℃/s以下で冷却し、 フェライトを生成させる。600 ℃未満ではパーライトが析出し材質が劣化し好ましくなく、Ar3 超では所定のフェライト面積率が得られない。また平均冷却速度が３０℃/s超でも所定のフェライト体積率が得られないため、平均冷却速度を３０℃/s以下とし、１０℃/s以下がより好ましいものである。
次に、より穴拡げ性、伸びフランジ性の向上に効果のある面積率で１０％以上６０％以下の焼戻マルテンサイトの確保について説明する。
前記焼鈍とそれに引き続く冷却に続いて、平均冷却速度10〜150 ℃/sで400 ℃以下まで冷却する。10℃／ｓ未満では未変態オーステナイトの大部分がベイナイト変態することで、その後のマルテンサイト生成が充分でなく、強度不足となる。150 ℃／ｓ超では鋼板の形状を著しく悪化させるため好ましくない。また、400 ℃超ではマルテンサイト量が充分確保できず強度不足となる。板形状や、連続焼鈍ラインに連設して本発明を実施する製造ラインで効率よく生産するには100 〜400 ℃もしくはマルテンサイト変態点温度〜400 ℃が好ましい。なお、マルテンサイト変態点ＭｓはＭｓ（℃）＝561 −471 ×Ｃ（％）−33Mn（％）−17×Ni（％）−17×Cr（％）−21×Mo（％）で求められる。
次いで、加熱保持工程で150 〜400 ℃の温度域で１〜２０分保持し冷却する。150 ℃未満ではマルテンサイトが焼き戻されず組織間の硬度差が大きくなり、またベイナイト変態も不十分であり所定の延性、穴拡げ性が得られない。400 ℃超では焼き戻されすぎて強度が低下し、好ましくないものである。
また、本加熱保持工程で焼戻マルテンサイトを確保するためには、上限をマルテンサイト変態点以下とすることが好ましい。
また、本加熱保持工程でベイナイトを確保するためには下限をマルテンサイト変態点超とすることが好ましい。
保持時間が１分未満では焼戻や変態が殆ど進展しないか不完全であり、延性、穴拡げ率が向上しない。20分超では焼戻や変態がほぼ終了しているため延長しても効果はない。
なお、前記の加熱保持工程は連続焼鈍ラインに連設されたものでも、別ラインでも構わないが、連続焼鈍設備に連設されたものや連続焼鈍ラインの過時効炉で実施することが生産性上好ましい。
また、ベイナイトを確実に確保した上で焼戻マルテンサイトを確保するには、前記の加熱保持工程を第１の加熱保持工程として、150 〜400 ℃以下で加熱保持し、1 〜２０分保持した後、第２の加熱保持工程として、第１の加熱保持工程の保持温度より30〜300 ℃高い温度かつ500 ℃以下で１〜100 秒保持した後冷却することが望ましい。
第２の加熱保持工程の温度が第１の加熱保持工程の保持温度＋30℃未満ではマルテンサイトが焼き戻されず組織間の硬度差が大きくなり、所定の延性、穴拡げ性が得られない。第２の加熱保持工程の温度が第１の加熱保持工程の保持温度＋300 ℃超では焼き戻されすぎて強度が低下し、好ましくないものである。
保持時間が1s未満では焼戻が殆ど進展しないか不完全であり、延性、穴拡げ率が向上しない。100 秒超では焼戻はほぼ終了しているため延長しても効果はない。
また、ベイナイトを確実に確保した上で、未変態のオーステナイトをマルテンサイト化した上で焼戻マルテンサイトを確保するには、前記の加熱保持工程を第１の加熱保持工程として、150 〜400 ℃以下で加熱保持し、１〜20分保持した後、マルテンサイト変態点以下まで冷却し、その冷却終了温度以上、500 ℃以下で１〜100 秒保持する第２の加熱保持を実施した後冷却することが望ましい。第２の加熱保持工程の温度を、前記マルテンサイト変態点以下に冷却した時の冷却終了温度＋５０〜300 ℃かつ500 ℃以下とすると、焼戻マルテンサイトが確実に確保でき、好ましい。
第２の加熱保持工程の温度がその冷却終了温度未満では、マルテンサイトが焼き戻されず組織間の硬度差が大きくなり、所定の延性、穴拡げ性が得られない。第２の加熱保持工程の温度の下限は、冷却終了温度＋５０℃かつマルテンサイト変態点以上がより好ましく、冷却終了温度＋３００℃であれば一層好ましい。第２の加熱保持工程の温度が500 ℃超では焼き戻されすぎて強度が低下し、好ましくないものである。
保持時間が１ｓ未満では焼戻が殆ど進展しないか不完全であり、延性、穴拡げ率が向上しない。100 秒超では焼戻はほぼ終了しているため延長しても効果はない。
尚、本鋼板は冷延鋼板、めっき鋼板のいずれでも構わない。さらにめっきは通常の亜鉛めっき、アルミめっき等のいずれでも構わない。めっきは溶融めっきおよび電気めっきのいずれでもよく、さらにめっき後に合金化処理を施しても構わないし、複層めっきでも構わない。また、めっきを施さない鋼板上やめっき鋼板上にフィルムラミネート処理をした鋼板も本発明を逸脱するものではない。
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて製造し、 冷却凝固後1200〜1240℃まで再加熱し、880〜920 ℃にて仕上圧延を行い（板厚2.3mm)、 冷却後600 ℃で１時間保持することで熱延の巻取熱処理を再現。得られた熱延板を研削によりスケール除去し、冷間圧延(1.2mm) を施し、その後連続焼鈍シミュレーターを用い、750 〜880 ℃×75s の焼鈍を行った。
その後、表２の条件の[8] （比較例）、[2] 、[6] （本発明例）で冷却、加熱保持を実施した。
（実施例２）
さらに、表１に記載されている鋼種Ｇを用い、表２の条件の[1] 、[5] （本発明例）、[3] 、[4] 、[7] （比較例）で焼戻の加熱保持条件を変更、比較した。
Figure 0004445365
Figure 0004445365
なお、本発明に用いる各種の試験方法は以下の如くである。
引張特性：JIS5号引張試験片の圧延方向と直角方向の引張試験を実施し評価
穴拡げ率：日本鉄鋼連盟規格 JFST1001-1996穴拡げ試験方法を採用
φ10mmの打ち抜き穴（ダイ内径10.3mm、クリアランス12.5％）に頂角60°の円 錐ポンチを打ち抜き穴のバリが外側になる方向に２０mm/minで押し広げ成形す る。
穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄ−Ｄｏ）／Ｄｏ｝×100
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径 Ｄｏ：初期穴径(10mm)
金属組織：
フェライト面積率：フェライトはナイタールエッチングで観察。
フェライト面積率の定量化はナイタールエッチングで、試料を研磨（アルミナ 仕上）し、腐食液（純水ピロ亜硫酸ナトリウム、エチルアルコール、ピクリン 酸の混合液）に10秒間浸した後、再度研磨を実施し、水洗い後試料を冷風にて 乾燥させる。乾燥後試料の組織を1000倍にて100 μm ×100 μm のエリアをル ーゼックス装置により面積測定してフェライトの面積％を決定した。各表では 、このフェライト面積率をフェライト面積％と表記した。
焼戻マルテンサイト
面積率：光学顕微鏡での観察及びマルテンサイトはレペラーエッチングで観察。
焼戻マルテンサイト面積率の定量化はレペラーエッチングで、試料を研磨（ア ルミナ仕上し腐食液（純水、ピロ亜硫酸ナトリウム、エチルアルコール、ピク リン酸の混合液）に10秒間浸した後、再度研磨を実施し、水洗い後試料を冷風 にて乾燥させる。乾燥後試料の組織を1000倍にて100 μm ×100 μm のエリア をルーゼックス装置により面積測定して焼戻マルテンサイトの面積％を決定し た。各表では、この焼き戻しマルテンサイト面積率を焼戻マルテンサイト面積 ％と表記した。
残留オーステナイト体積率：供試材板の表層より1/4 厚まで化学研磨した面でＭｏＫ α線によるフェライトの（２００）、（２１０）面積分強度とオーステナイト の（２００）、（２２０）、および（３１１）面積分強度から残留オーステナ イトを定量化し、残留オーステナイト体積率とした。残留オーステナイト体積 率が１〜10％以上を良好とした。
各表では、この残留オーステナイト体積率を残留γ体積％と率を表記した。
実施例１の表２に示す実験番号[8] の比較例の試験結果を表３に示す。更に、本発明の実験番号[2] の試験結果を表４に、実験番号[6] を表５に、実験番号[9] を表６に各々示す。又、実施例２の試験結果を表７に示すものである。
（実施例１） 比較例として従来の操業条件と同様の実験番号[8] と本発明例の実験番号[2] 、[6] 、[9] を比較すると、本発明例の方がより穴拡げ率、伸びが良好な値を示していることがわかる。
また、同レベルの引張強さで成分も概ね同等だが(A) 式を満足するものとしないものの比較として、鋼種ＢとＣ、ＥとＦ、ＫとＬでは、(A) 式を満足するＣ、Ｆ、Ｌの方がフェライト面積率が大きく、伸びも良好な成績を示している。
（実施例２） さらに焼戻条件を変更、比較すると、焼戻温度の高い実験番号[4] 、[7] では強度低下が大きく、伸びもむしろ低下している。伸びの低下はパーライトの発生によるものと考えられる。本発明例の実験番号[1] 、[2] 、[5] 、[6] 、[9] はいすれも良好な結果を示した。
Figure 0004445365
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Claims (2)

  1. 質量％で、Ｃ：0.03〜0.25％、Si：0.013〜0.299％、Mn：0.8 〜3.1 ％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.02％、Al≦2.0 ％、Ｎ≦0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを製造し、1150〜1250℃の範囲で加熱し、その後800 〜950 ℃の温度範囲で熱間圧延を行い、700 ℃以下で巻取り、次いで、通常の酸洗の後、圧下率を３０〜８０％として冷間圧延後、連続焼鈍工程で６00℃以上Ac 3 点＋５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、平均冷却速度１０〜150 ℃／s で400 ℃以下まで冷却し、次いで150 〜400 ℃で１〜２０分の第１の加熱保持をした後に、引続き前記第１の加熱保持温度より30〜300 ℃高い温度かつ500 ℃以下で１〜100 秒の第２の加熱保持をした後、冷却することにより、ミクロ組織が、フェライトが面積率で１０〜８５％、残留オーステナイトが体積率で１〜１０％、面積率で１０％以上６０％以下の焼戻マルテンサイトおよび残部がベイナイトの金属組織を有するものとしたことを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
  2. 請求項１の連続焼鈍工程で６00℃以上Ac 3 点＋５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、平均冷却速度10〜150 ℃／s で400 ℃以下まで冷却し、次いで150 〜400 ℃で１〜20分の第１の加熱保持をした後に、マルテンサイト変態点以下まで冷却し、その冷却終了温度以上、500 ℃以下で１〜100 秒の第２の加熱保持をした後、冷却することを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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