JP5127444B2 - 高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
しかし、上記のように箱焼鈍方式によって焼付硬化鋼を製造する場合には成形性と焼付硬化性の両立がより容易であるが、生産性が劣る短所がある。
しかし、上記のように連続焼鈍方式によって焼付硬化型冷延鋼板を製造する場合には、比較的速い冷却速度を利用するため焼付硬化性の確保は容易だが、急速加熱、短時間焼鈍によって成形性が悪化する問題点がある。
従って、連続焼鈍法によって製造される焼付硬化型冷延鋼板は、加工性が要されない自動車外板にのみ制限して使用されている。
これによって、Al−キルド鋼にTiまたはNb等の強力な炭窒化物形成元素を添加して成形性をより向上させた焼付硬化型冷延鋼板の製造が可能となり、これによって耐デント性が必要な自動車外板材用への使用が増加する傾向にある。
また、日本特許公開公報昭57−89437号には、C:0.010%以下のTi添加鋼を使用して焼付硬化量が約40MPa以上の焼付硬化型冷延鋼板が提示されている。
しかし、上記方法の場合には、適正の焼付硬化量を確保するためには製鋼工程において、Ti、N及びSの厳しい制御が必要となり原価が上昇する問題点がある。
従って、上記の米国特許の場合には、多量のTi添加による製造原価上昇だけでなく、結晶粒の大きさが大きいため耐時効性側面でも不利という問題点がある。
また、日本公開公報平8−49038号には、Zrを添加して成形性を改善させる技術が提示され、また日本公開公報平7−278654号には、Crを添加して高強度化及び加工硬化指数(N値)の劣化を最小化することで成形性を向上させる技術が提示されている。
さらに、2次加工脆性改善のため過度にBを添加すると、Bによる材質劣化を招くためその添加量にも限界がある。
耐食性を向上させるため鋼板を電気めっきしたり、または溶融めっきしたりしている。
電気めっき鋼板は、溶融めっき鋼板に比べめっき特性が良好で、耐食性に優れているが、溶融めっき鋼板に比べ値段が高く最近には自動車用としては主に溶融めっき鋼板を使用している。
本発明は、鋼スラブを熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍して製造される焼付硬化型冷間圧延鋼板において、
重量%で、C:0.0016〜0.01%、S:0.1%以下、Mn:0.2〜1.5%、P:0.05−0.15%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.5%、N:0.0025%以下、Nb:0.003−0.1%、Ti:0〜0.003%、Mo:0.01〜0.4%、B:0.0005−0.005%、Nb/C比:0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物から成り、
熱間圧延時形成された微細なAlN析出物が存在し、
結晶粒の大きさがASTM番号9以上で、そして
上記微細なAlN析出物は、上記焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割できる大きさを有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板に関する。
重量%で、C:0.0016〜0.01%、Si:0.1%以下、Mn:0.2〜1.5%、P:0.05−0.15%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.5%、N:0.0025%以下、Nb:0.003−0.1%、Ti:0〜0.003%、Mo:0.01〜0.4%、B:0.0005−0.005%、Nb/C比:0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物から成り、
熱間圧延時形成された微細なAlN析出物が存在し、
結晶粒の大きさがASTM番号9以上で、そして
上記微細なAlN析出物は、上記焼鈍時結晶粒成長を抑制する障壁として役割することが出来る大きさを有することを特徴とする溶融めっき鋼板に関する。
焼付硬化や常温時効現象は、鋼中に固溶された侵入型元素、特に窒素や炭素が変形過程で生成された転位を固着して発生される現象であって、固溶窒素及び炭素含量が増加すると焼付硬化量は増加する一方、固溶元素の過多によって常温時効を伴い成形性の悪化をもたらすため、適正な固溶窒素及び炭素の制御が非常に大事である。
従って、優れた耐時効性を確保するため鋼中の固溶窒素含量を低減させている。
従って、優れた耐時効性と焼付硬化性を同時に確保するためには、鋼中の固溶炭素の含量を適切に制御することが必要である。
本発明では、鋼中に適切な固溶炭素を存在させるためNb/C比を適切に抑えることが必要である。
結晶粒内に存在する固溶炭素は、移動が比較的自由なため焼付硬化性だけでなく耐時効性にも影響を与えることとなる。
一方、結晶粒界内に存在する固溶炭素は、比較的安定した位置に存在するため、低温の時効ではその影響を殆ど与えず、高温焼付(baking)条件で活性化されて焼付硬化性に影響を与えることとなる。
従って、このような固溶炭素の存在状態を適切に抑える場合、即ち添加された固溶炭素を出来るだけ結晶粒内よりは結晶粒界に存在させるよう制御する場合、耐時効性と焼付硬化性を同時に確保することが出来る。
本発明の特徴の一つは、固溶炭素の含量及び固溶炭素の存在位置を適切に制御することである。
即ち、本発明では、固溶炭素の含量を制御するため炭素含量及びNbの含量を適切に制御し、また、鋼中の固溶炭素が出来るだけ結晶粒界に多く存在するよう結晶粒を微細に制御したのである。
上記のように、結晶粒が微細な場合には、結晶粒界の面積がさらに増加して鋼中の固溶炭素が結晶粒界にもっと多く存在することにより、優れた耐時効性及び焼付硬化性を同時に確保出来る。
図1に示された通り、結晶粒大きさ番号(ASTM番号)が増加するほど、即ち結晶粒が微細になるほどBH値対比AI値の低下が目立ち、これによってBH−AI値が徐々に増加して耐時効性に優れることが分かる。
即ち、本発明者は、研究結果から焼付硬化性の劣化を最小化しながら耐時効性を極大化させるための結晶粒大きさを、ASTM番号9以上に制御するのが好ましいということが分かった。
即ち、本発明ではAlを鋼中に多く添加させ熱間圧延時微細なAlN析出物が形成されるようにして、該AlN析出物が冷延鋼板焼鈍時結晶粒成長を抑制することで結晶粒を微細化させることとなる。
従って、本発明では熱間圧延時、微細なAlN析出物が形成されるようAl含量を適切に制御する。
また、AlN析出物の大きさを適切に制御することで微細な結晶粒をより確実に確保出来る。
即ち、焼付硬化鋼においてAl含量を適切に制御して熱間圧延時AlとNを結合して微細なAlN析出物を形成することで、結晶粒を微細化して鋼中の固溶炭素を結晶粒界にもっと多く存在するようにし、優れた耐時効性及び焼付硬化性を同時に確保出来るようにする技術的思想は今までは知られていなかった。
このような側面でAlは、非常に有効な成分であることを本発明者は新たに認識した。
即ち、Nbが添加されTiは添加されなかったり、またはTiが30ppm以下添加される鋼に可溶(Soluble)Alを通常水準の0.02−0.06%範囲で添加する場合には、粗大なAlN析出物が形成され単純に固溶窒素を固定させる役割を遂行することとなるが、可溶Alを0.08%以上添加すると、AlNの析出物が非常に微細になり焼鈍再結晶時結晶粒の成長を妨害する一種の障壁(barrier)役割をするため、従来方法によって可溶Alを添加する従来のNb添加鋼より結晶粒がさらに微細になり、これによってAI値の変化無く焼付硬化性が増加する効果が発せられる。
可溶Al含量の変化による溶融めっき材の焼付硬化量(BH)及び時効指数(AI)変化に関する例が図2に示されている。
図2に示された通り、Al含量が0.10程度の場合、0.05より少ない場合、又は0.15より多い場合と比較して、BH値が増加しており、時効指数(AI)は殆ど変化されないことがわかる。
焼付硬化性側面からみると、可溶Al含量を0.08%以上に制限するのが好ましいということが分かる。
BH(焼付硬化量)=50−(885×Ti)−(1589×Nb)+(62×Al)…(1)
即ち、熱延巻取温度が高過ぎる場合には鋼組成、即ち炭素含量、可溶Al及びNb含量等が制御されても、熱延段階で結晶粒が大きくなるため、後で再結晶焼鈍時結晶粒の大きさがASTM番号9以下になる結晶粒粗大化が生じ時効指数(AI)が増加し、そして巻取温度を一定水準以下に低くすると常温耐時効性は改善されるが、結晶粒微細化がさらに大きくなり、かえって降伏強度が増加し延伸率及びr値が減少する成形性の劣化をもたらす恐れがある。
一般的に、自動車会社で行われる部品の成形は、何回も繰り返すプレス(press)加工によって所望の形状が得られるよう行われる。
2次加工脆性は、成形時1次プレス加工後に行われる加工でクラック(crack)が発生することを意味する。
2次加工脆性を除去するためには、基本的にリン(P)元素を添加しないのが好ましいが、通常、強度の増加に比べ延伸率の低下が最も少ない固溶元素がリン(P)であり、何よりもコストが低いという利点がある。
従って、鋼材において高強度化を図るためにはリン(P)は基本的に添加されるべきだが、最近は製造原価が少し高くなってもこのような2次加工脆性を除去するためリン(P)の代わりに他の固溶元素を通じた強化効果を図る研究も進んでいる。
しかし、現在までの研究結果からみると、今後しばらくはリン(P)が鋼の強化元素として使用しつづけられると予想される。
従って、本発明ではより安定的な2次加工脆性の改善のためMoを考慮した。
本発明者の研究結果によると、Moは粒界の結合力を向上させるので2次加工脆性改善に非常に有利であることが確認出来た。
図3は、Mo添加による耐時効性改善効果を分析した結果の一例であって、図3に示された通り、Mo含量の増加に従いBH性には大きな差はないがAI値は低くなり耐時効性が改善されることが分かる。
AI(時効指数)=44−(423×Ti)−(2119×Nb)−(125×Mo)…(2)
さらに、本発明では耐2次加工脆性をさらに向上させるためB含量を適切に制御する。
一方、本発明では耐2次加工脆性をより向上させるため公知の様々な技術をさらに適用することができ、その例として巻取温度を適切に制御するのである。
上記炭素(C)は固溶強化及び焼付硬化を示す成分であって、その含量が少な過ぎる場合には引張強度が低過ぎて、また鋼中に存在する絶対炭素含量が低く充分の焼付硬化を得ることが出来ず、また固溶炭素−P間の席競争効果(site competition effect)が無くなり2次加工脆性側面でも非常に劣化される。
従って、このような添加効果を得るためには、炭素の含量は0.0016%以上添加することが好ましい。
本発明において炭素含量を0.0016〜0.0025%に設定する場合には、実生産で炭素含量を制御出来る能力が的中率側面で95%以上になる。
従って、本発明ではSiによる材質劣化及びめっき特性劣化を防ぐため、その添加量を0.1%以下、好ましくは0.02%以下に制限する。
上記の添加効果を充分達成するためには、Mnを0.2%以上添加することが好ましい。
従って、上記Mnの含量は0.2〜1.5%に制限するのが好ましく、より好ましくは上記Mnの含量は0.2〜1.2%に制限する。
本発明者などの研究結果、Pは熱延鋼板の結晶粒を微細化させ、その後の焼鈍段階で平均r値の向上に有利な(111)集合組織の発達を引き起こす役割をし、特に焼付硬化性の影響側面で炭素との席競争(site competition)効果によってリンの含量が増加するほど焼付硬化性は増加する傾向にあることが確認出来た。
しかし、リンの増加時結晶粒界の結合力弱化によって2次加工脆性が劣化する問題がある。
従って、上記リンの含量は0.05−0.15%に制限する必要があり、好ましくは0.05−0.11%に制限する。
Nb添加焼付硬化鋼の場合には、結晶粒微細化が主にNbC析出物によって達成される。
しかし、本発明ではNbC析出物と共に微細なAlN析出物によって焼鈍時結晶粒成長を抑制することで、結晶粒はさらに微細化され、従ってより優れた耐時効性及び焼付硬化性を確保することが出来る。
上記Al含量が0.08%未満の場合には、熱間圧延時微細なAlN析出物を得ることが困難なため、Al含量の下限値は0.08%に制限する。
好ましくは、Alは0.1%を超過して添加することで、Alの含量が0.1%を超過する場合には、より微細なAlN析出物が確保出来る。
上記Al含量の上限値は、成形性、酸化介在物による表面品質及び製造費用などを考慮して0.5%に制限するのが好ましく、より好ましくは0.12%に制限する。
上記のようにAlN析出物の平均大きさが20μm以下である場合には、より微細な結晶粒が得られる。
本発明のように少量のTi添加と共にNbを適切に添加する場合には、窒素を過度に添加すると鋼中固溶窒素の発生をもたらすこととなる。
従って、上記窒素含量は0.0025%以下に制限する。
しかし、本発明ではTiを含有させないか、または原料、設備及び工程中に含まれることを考慮して少量の窒素を固定する水準の0.003%以下にTiの含量を制限する。
上記Nbは、強力な炭窒化物形成元素として鋼中に存在する炭素をNbC析出物に固定させ、特に生成されたNbC析出物は他の析出物に比べ非常に微細で再結晶焼鈍時結晶粒成長を妨げる強力な障壁(barrier)役割をして結晶粒を微細化させる。
上記のように結晶粒が微細化される場合には、焼付硬化性及び耐2次加工脆性が向上される。
しかし、焼付硬化性を向上させるためには結晶粒の微細化だけでなく一定量の固溶炭素が必要となる。
従って、本発明ではNbC析出物によって結晶粒を微細化させ、そして一定量の固溶炭素を残存させ焼付硬化性を確保するようNb含量を制御したもので、その含量は0.003〜0.1%に設定するのが好ましく、より好ましくは0.003〜0.011%に設定する。
また、本発明では焼付硬化性と常温耐時効性をより適切に制御するためには、Nb含量だけでなくNb/C比を同時に制御することが必要で、本発明ではNb/C比を0.3〜0.7に制限するのが必要である。
上記Nb/C比が0.7を超過する場合には、鋼中絶対固溶炭素含量の不足で焼付硬化量が低くなり、その比が0.3未満の場合には、鋼中の固溶炭素含量が増加して焼付硬化量が増加するが、時効指数も増加して常温耐時効性が劣化されるため、上記Nb/C比は0.3〜0.7に制限する必要がある。
上記Moは、鋼中に固溶され強度を向上させたり、Mo系炭化物を形成させる役割をするが、最も重要な役割は固溶状態で存在する時結晶粒界の結合力を増加させ、リンによる結晶粒界破壊、即ち耐2次加工脆性を改善し、また固溶炭素との親和力によって炭素の拡散を抑制させることにより耐時効性を向上させる。
しかし、多量のMo添加は製造費用の増加をもたらす。
従って、添加効果及び製造費用などを考慮した時、Mo含量は0.01−0.4%の範囲に制限するのが好ましく、より好ましくは0.01−0.1%の範囲に制限する。
上記Bは、添加量対比材質に対する影響が非常に大きい元素であって、その添加量を厳しく制限する必要がある。
即ち、少量のBでも鋼中に添加すると粒界に偏析して2次加工脆性を改善することとなる。
しかし、一定量以上に添加する場合、強度の増加及び延性の急激な減少を引き起こす材質劣化が生じるため、適正範囲の添加が要される。
従って、本発明鋼においては、このような特性及び現在のB添加に対する製鋼能力を考慮して上記Bの含量は0.0005−0.005%に設定するのが好ましく、より好ましくは0.0005−0.0015%に設定する。
上記のように結晶粒大きさをASTM番号9以上にする場合には、結晶粒界に存在する固溶炭素の量が多くなり優れた常温時効性を維持しながら焼付硬化性をさらに増大させる。
即ち、結晶粒大きさがASTM番号9未満の場合には、充分な焼付硬化性増大を期待し難い。
本発明において、結晶粒内に存在する好ましい固溶炭素の量は3〜6ppm程度である。
また、本発明において熱間圧延時析出されるAlN析出物の大きさは、20μm以下になるようにするのが好ましい。
上記AlN析出物の大きさを20μm以下にする場合には、結晶粒をより微細にして結果的に焼付硬化性をより向上させることが出来るからである。
本発明に符合される鋼板は、優れた焼付硬化性、優れた耐時効性、優れた耐2次加工脆性及び300MPa以上の引張強度を有する。
上記のように組成される溶鋼を製造した後、製造された溶鋼を連続鋳造してスラブ(Slab)を製造した後、このスラブを1200℃以上で加熱してAr3温度以上、好ましくはAr3温度直上の900−950℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げて熱間圧延鋼板を製造する。
即ち、スラブ温度が1200℃未満の場合には、鋼の組織が均一なオーステナイト結晶粒になれず、混粒が発生するため材質の劣化をもたらす。
熱間圧延仕上げ温度が低過ぎる場合には、熱延コイルの上(top)部、下(tail)部及び縁部が単相領域となり面内異方性が増加し、また成形性が劣化し、熱間圧延仕上げ温度が高過ぎる場合には、著しい粗大粒が発生して加工後表面にオレンジピール(orange peel)などの欠陥が生じやすい。
従って、このような観点から熱間圧延仕上げ温度を設定すれば良い。
従って、このような観点から熱延巻取温度を設定すれば良い。
上記のように熱間圧延が完了された鋼は、通常の方法で酸洗を行った後、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造する。
この際、好ましい冷間圧延率は70〜80%程度である。
上記冷間圧延率を70%以上にするのが好ましい理由は、結晶粒微細化効果による耐時効性改善に加え成形性、特にr値を改善するためである。
一方、冷間圧延率が80%を超過する場合には、結晶粒微細化効果は大きいが、過度な圧延率による結晶粒大きさの微細化程度が非常に大きくなり、かえって材質の硬化を引き起こし、また過度な冷間圧延率増加によってr値が漸次減少することとなる。
連続焼鈍条件は特に限定はされないが、好ましい焼鈍温度は770−830℃程度である。
Nb添加鋼は、Ti添加鋼対比再結晶温度が高いためNb添加鋼である本発明では770℃以上の温度範囲で焼鈍を行うのが好ましい。
即ち、焼鈍温度が770℃未満の場合には、未再結晶された結晶粒の存在によって降伏強度が増加し延伸率及びr値が劣化する。
一方、焼鈍温度が830℃を超過する場合には、成形性は改善されるが結晶粒大きさが本発明鋼で成し遂げようとする結晶粒大きさであるASTM番号9より小さく、AI値が30MPa以上であって耐時効性が劣化する。
上記溶融めっきは特に制限はされず、通常行われている方法であれば適用出来る。
溶融めっき温度は、通常450〜500℃程度である。
この際、調質圧延は適正焼付硬化性と共に常温耐時効性を確保する目的で行われるもので、調質圧延率は通常の調質圧延率よりやや高くするのが好ましく、より好ましい調質圧延率は1.2〜1.5%である。
即ち、上記調質圧延率を通常の調質圧延率よりやや高く設定するのが好ましい理由は、鋼中固溶炭素による常温耐時効劣化を防止するためである。
しかし、調質圧延率が高過ぎる場合には、耐時効性は向上されても加工硬化が生じて材質が劣化され、特に本発明鋼を溶融めっき鋼板で生産する場合、過多の調質圧延によってめっき密着性が劣化されめっき層の剥離が発生する。
従って、調質圧延率は常温耐時効性及びめっき密着性などを考慮して適切に設定すれば良い。
(実施例1)
下記表1のように組成される鋼スラブを1220℃で加熱した後、920℃の温度で仕上げ熱間圧延して熱間圧延鋼板を製造した。
上記のように製造された熱延鋼板を下記表2の条件で巻取し、冷間圧延及び焼鈍した後、溶融めっき温度450℃で合金化めっきを行った後、約1.5%の調質圧下率で調質圧延した後、焼付硬化量(BH)、時効指数(AI)及び結晶粒大きさ(ASTM番号)、AlN析出物の大きさ及び延性−脆性遷移温度(DBTT)を測定し、その結果を下記表2に示した。
下記表2における延性−脆性遷移温度(DBTT)は、2次加工脆性を評価する項目であって加工比2.0で測定した値である。
また、発明鋼8、比較鋼6及び従来鋼に対して加工比変化によるDBTTの変化を調査し、その結果を図5に示した。
この際、従来鋼は0.0019C−0.63Mn−0.056P−0.03可溶Al−0.005Ti−0.006Nb−0.0014Nの組成を有する鋼である。
図6において、as−received曲線は生産直後を、180days aged曲線はタイに発明鋼8を運送して6ヶ月間維持した後測定した引張曲線を表す。
本発明者が製品の運搬時、横に取り付けて分析した温度計を通じた赤道通過期間中の温度及びタイの現地条件を測定した結果、温度は平均32℃、湿度は約70%を維持していた。
図4から分かるように、発明鋼8の場合には、非常に微細な結晶粒と共に断面全体に非常に均一な結晶粒分布を有していた。
本発明鋼の結晶粒が上記表2のように微細なのは、通常水準より高いAl含量の添加によって鋼中に微細なAlN析出物が形成され、NbC析出物と共に焼鈍再結晶時結晶粒の成長を妨害したためである。
従って、このような結晶粒微細化効果によって焼付硬化量が38.1〜58.4MPaの範囲を有し、常温耐時効性を示す指数であるAI値が8.0−29.1MPaとしてBH性と常温耐時効性のバランス(balance)が非常に優れていた。
また、2次加工脆性側面でも加工比2.0でのDBTTが−40〜−70℃を示していることが分かる。
図6に示された通り、発明鋼8はこのような高温の厳しい条件を6ヶ月と長時間維持しても時効発生が全く無かったことが分かる。
従って、本発明鋼は焼付硬化性が非常に優秀であるだけでなく2次加工脆性も優れ、また赤道の高温で6ヶ月以上長時間保管しても時効劣化が無い非常に優秀な製品であることが確認出来た。
即ち、比較鋼2は、AlNによる結晶粒微細化効果及びBH値上昇効果がなく、また、高いTi含量の添加によって鋼中添加された全ての炭素がTiCに析出され焼付硬化性が殆どみられず、鋼中固溶炭素減少によってリン(P)との席競争(site competion)効果が低くなりDBTT特性も劣化したものである。
従って、このような絶対炭素含量の低下によって結晶粒が粗大しBH性及びAI性も悪く、またDBTTも20℃と劣化されることが分かる。
従って、比較鋼4の場合には、Alによる結晶粒微細化効果とBH値の改善効果は期待できず、また、過度なNb添加によってNbC析出物が過度に増加され結晶粒大きさはASTM番号9.1として本発明鋼から提示した結晶粒大きさを満たしているが、過度なNbC析出による鋼中固溶炭素不足によりBH値が全く得られず、鋼中固溶炭素消滅によってDBTT特性も非常に劣化することが分かる。
即ち、比較鋼5はBH性及びAI性は優れるが、Moの未添加によってDBTT特性が非常に劣化することが分かる。
Nb/C値を図8に示された通り変化させたことを除いては、表1及び表2の発明鋼8と同一の成分比及び同一の製造条件で試片を製造した後、Nb/C値の変化によるBH値及びAI値を測定し、その結果を図7に示した。
図7に示された通り、BH値30MPa以上及びAI値30MPa以下を確保するためにはNb/C値が0.3〜0.7の範囲を有すべきであることが分かる。
Claims (12)
- 重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物から成り、20μm以下のAlN析出物が存在し、結晶粒大きさがASTM番号9以上で、そして30MPa以上の焼付硬化量(BH)、30MPa以下の時効指数(AI)、加工比2.0で−30℃以下のDBTT、及び340〜390MPaの引張強度を有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は3〜6ppmであることを特徴とする請求項1に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Ti:0.003%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物から成り、20μm以下のAlN析出物が存在し、結晶粒大きさがASTM番号9以上で、そして30MPa以上の焼付硬化量(BH)、30MPa以下の時効指数(AI)、加工比2.0で−30℃以下のDBTT、及び340〜390MPaの引張強度を有することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は3〜6ppmであることを特徴とする請求項3に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板。
- 重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物から成り、20μm以下のAlN析出物が存在し、結晶粒大きさがASTM番号9以上で、そして30MPa以上の焼付硬化量(BH)、30MPa以下の時効指数(AI)、加工比2.0で−30℃以下のDBTT、及び340〜390MPaの引張強度を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は3〜6ppmであることを特徴とする請求項5に記載の溶融めっき鋼板。
- 重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Ti:0.003%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物から成り、20μm以下のAlN析出物が存在し、結晶粒大きさがASTM番号9以上で、そして30MPa以上の焼付硬化量(BH)、30MPa以下の時効指数(AI)、加工比2.0で−30℃以下のDBTT、及び340〜390MPaの引張強度を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
- 結晶粒界に存在する固溶炭素の量が結晶粒内に存在する固溶炭素の量に比べ多く、そして結晶粒内に存在する固溶炭素の量は3〜6ppmであることを特徴とする請求項7に記載の溶融めっき鋼板。
- 請求項1に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板を製造する方法であって、
重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼を1200℃以上で均質化熱処理した後、900−950℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、600−650℃の温度範囲で巻取した後、75−80%の圧下率で冷間圧延した後、770−830℃の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板の製造方法。 - 請求項3に記載の高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板を製造する方法であって、
重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Ti:0.003%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼を1200℃以上で均質化熱処理した後、900−950℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、600−650℃の温度範囲で巻取した後、75−80%の圧下率で冷間圧延した後、770−830℃の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板の製造方法。 - 請求項5に記載の溶融めっき鋼板を製造する方法であって、
重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼を1200℃以上で均質化熱処理した後、900−950℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、600−650℃の温度範囲で巻取した後、75−80%の圧下率で冷間圧延した後、770−830℃の温度範囲で連続焼鈍した後、溶融めっきした後、1.2−1.5%の圧下率で調質圧延することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。 - 請求項7に記載の溶融めっき鋼板を製造する方法であって、
重量%で、C:0.0016−0.0025%、Si:0.02%以下、Mn:0.2−1.2%、P:0.05−0.11%、S:0.01%以下、可溶(Soluble)Al:0.08−0.12%、N:0.0025%以下、Ti:0.003%以下、Nb:0.003−0.011%、Mo:0.01〜0.1%、B:0.0005−0.0015%、Nb/C比(モル比):0.3〜0.7、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼を1200℃以上で均質化熱処理した後、900−950℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延し、600−650℃の温度範囲で巻取した後、75−80%の圧下率で冷間圧延した後、770−830℃の温度範囲で連続焼鈍した後、溶融めっきした後、1.2−1.5%の圧下率で調質圧延することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
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