JP5252138B1 - 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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-
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Abstract
Description
本願は、2011年7月27日に日本に出願された特願2011−164383号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
非特許文献1、2より、金属組織や圧延集合組織を均一化することにより伸びフランジ性を向上させられると考えられるが、精密打ち抜き性と伸びフランジ性の両立については一切配慮されていない。
質量%で、
C:0.01%超、0.4%以下
Si:0.001%以上、2.5%以下、
Mn:0.001%以上、4%以下、
P:0.001〜0.15%以下、
S:0.0005〜0.03%以下、
Al:0.001%以上、2%以下、
N:0.0005〜0.01%以下、
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
鋼板の表面から5/8〜3/8の板厚範囲において、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及び、{223}<110>の各結晶方位で表わされる{100}<011>〜{223}<110>方位群の極密度の平均値が6.5以下、かつ、{332}<113>の結晶方位の極密度が5.0以下であり、
金属組織が、面積率で、パーライト5%超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が5%未満に制限され、残部がフェライトからなる、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
[2]
更に、パーライト相のビッカース硬さが150HV以上300HV以下である、[1]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
[3]
更に、圧延方向と直角方向のr値(rC)が0.70以上、圧延方向と30°のr値(r30)が1.10以下、圧延方向のr値(rL)が0.70以上、圧延方向と60°のr値(r60)が1.10以下である、[1]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
[4]
更に、質量%で、
Ti:0.001%以上、0.2%以下、
Nb:0.001%以上、0.2%以下、
B:0.0001%以上、0.005%以下
Mg:0.0001%以上、0.01%以下、
Rem:0.0001%以上、0.1%以下、
Ca:0.0001%以上、0.01%以下、
Mo:0.001%以上、1%以下、
Cr:0.001%以上、2%以下、
V:0.001%以上、1%以下、
Ni:0.001%以上、2%以下、
Cu:0.001%以上、2%以下、
Zr:0.0001%以上、0.2%以下、
W:0.001%以上、1%以下、
As:0.0001%以上、0.5%、
Co:0.0001%以上、1%以下、
Sn:0.0001%以上、0.2%以下、
Pb:0.001%以上、0.1%以下、
Y:0.001%以上、0.1%以下、
Hf:0.001%以上、0.1%以下
の1種又は2種以上を含有する、[1]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
[5]
更に、板厚中央部を中央として、板厚を1.2mmに減厚した鋼板に対し、Φ10mmの円形ポンチおよびクリアランス1%の円形ダイスで打ち抜いた場合に、打ち抜き端面のせん断面比率が90%以上となる、[1]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
[6]
表面に、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備える、[1]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板。
[7]
質量%で、
C:0.01%超、0.4%以下
Si:0.001%以上、2.5%以下、
Mn:0.001%以上、4%以下、
P:0.001〜0.15%以下、
S:0.0005〜0.03%以下、
Al:0.001%以上、2%以下、
N:0.0005〜0.01%以下、
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
1000℃以上1200℃以下の温度範囲で、圧下率40%以上の圧延を1回以上行う第1の熱間圧延を行い、
前記第1の熱間圧延で、オーステナイト粒径を200μm以下とし、
下記式(1)で定まる温度T1+30℃以上、T1+200℃以下の温度域で、少なくとも1回は1パスで圧下率30%以上の圧延を行う第2の熱間圧延を行い、
前記第2の熱間圧延での合計の圧下率を50%以上とし、
前記第2の熱間圧延において、圧下率が30%以上の最終圧下を行った後、待ち時間t秒が下記式(2)を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を50℃/秒以上、温度変化が40℃以上140℃以下の範囲とし、
圧下率40%以上、80%以下の冷間圧延を行い、
750〜900℃の温度域まで加熱して、1秒以上、300秒以下保持し、
580℃以上750℃以下の温度域まで、1℃/s以上10℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後1次冷却を行い、
1秒以上1000秒以下の間、温度低下速度が1℃/s以下となる条件で停留させ、
5℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後2次冷却を行う、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V ・・・ 式(1)
ここで、C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及び、Vは、各元素の含有量(質量%)。
t≦2.5×t1 ・・・ 式(2)
ここで、t1は、下記式(3)で求められる。
t1=0.001×((Tf−T1)×P1/100)2−0.109×((Tf−T1)×P1/100)+3.1 ・・・ 式(3)
ここで、上記式(3)において、Tfは、圧下率が30%以上の最終圧下後の鋼片の温度、P1は、30%以上の最終圧下の圧下率である。
[8]
T1+30℃未満の温度範囲における合計の圧下率が30%以下である、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
[9]
前記待ち時間t秒が、さらに、下記式(2a)を満たす、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
t<t1 ・・・ 式(2a)
[10]
前記待ち時間t秒が、さらに、下記式(2b)を満たす、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
t1≦t≦t1×2.5 ・・・ 式(2b)
[11]
前記冷間圧延前冷却を、圧延スタンド間で開始する、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
[12]
前記冷間圧延前冷却をした後、前記冷間圧延を行う前に、650℃以下で巻き取って熱延鋼板とする、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
[13]
前記冷間圧延後、750〜900℃の温度域まで加熱するにあたり、
室温以上、650℃以下の平均加熱速度を、下記式(5)で示されるHR1(℃/秒)とし、
650℃を超え、750〜900℃までの平均加熱速度を、下記式(6)で示されるHR2(℃/秒)とする、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
HR1≧0.3 ・・・ 式(5)
HR2≦0.5×HR1 ・・・ 式(6)
[14]
更に、表面に、溶融亜鉛めっきを施す、[7]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
[15]
溶融亜鉛めっきを施した後、更に、450〜600℃で合金化処理を施す、[14]に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明では、鋼板の表面から5/8〜3/8の板厚範囲において、{100}<011>〜{223}<110>方位群の極密度の平均値が6.5以下、かつ、{332}<113>の結晶方位の極密度が5.0以下であることは、特に重要である。図1に示すように、鋼板の表面から5/8〜3/8板厚板厚範囲においてX線回折を行い、各方位の極密度を求めたときの、{100}<011>〜{223}<110>方位群の平均値が6.5以下(望ましくは4.0以下)であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な引張強度×穴拡げ率≧30000を満たす。6.5超では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの穴拡げ性を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく足回り部品の加工に必要な引張強度×穴拡げ率≧30000を満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、0.5未満になると穴拡げ性の劣化が懸念される。
Channeling Pattern)法のいずれでも測定が可能である。{110}極点図に基づきベクトル法により計算した3次元集合組織や、{110}、{100}、{211}、{310}の極点図のうち、複数の極点図(好ましくは3つ以上)を用いて級数展開法で計算した3次元集合組織から求めればよい。
圧延方向と直角方向のr値(rC)は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位の極密度だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性が得られないことが判明した。図3に示すように、上記の極密度と同時に、rCが0.70以上であることが必須である。上限は特に定めないが、(rC)が1.10以下であることで、よりすぐれた穴拡げ性を得ることができる。
上述のrL値の上限およびr60値の下限は特に定めないが、rLが1.00以下、r60が0.90以上であることで、よりすぐれた穴拡げ性を得ることができる。
次に、本発明の鋼板の金属組織について説明する。本発明の鋼板の金属組織は、面積率で、パーライト5%超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が5%未満に制限され、残部がフェライトである。高強度鋼板では、その強度を高めるため、フェライト相中に強度の高い第二相を配した複合組織がよく用いられている。これらの組織は通常フェライト・パーライト、フェライト・ベイナイトあるいはフェライト・マルテンサイトなどで構成されており、第二相分率が一定ならば硬質第二相の硬度が硬い低温変態相であるほど鋼板の強度は向上する。しかし、低温変態相が硬いほどフェライトとの変形能の差が顕著であり、打ち抜き加工中にフェライトと低温変態相の応力集中が生じるため、打ち抜き部に破断面が現れ、打ち抜き精密性が低下する。
パーライト相の硬さは引張特性と打ち抜き精密性に影響する。パーライト相のビッカース硬さが上昇するにつれて強度が向上するが、パーライト相のビッカース硬さが300HVを超えると、打ち抜き精密性が低下する。良好な引張強度−穴拡げ性バランス、及び打ち抜き精密性を得るため、パーライト相のビッカース硬さは150HV以上300HV以下とする。なお、ビッカース硬さは、マイクロビッカース測定機を用いて測定するものとする。
なお、板厚中央部は、中心偏析の影響をもっとも受けやすい。板厚中央部で所定の精密打ち抜き性を有すれば、板厚全体において、所定の精密打ち抜き性を満足できると考えられる。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の%は質量%である。
Cは、母材の強度上昇に寄与する元素であるが、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト(Fe3C)等の鉄系炭化物を生成させる元素でもある。Cの含有量は、0.01%以下では、低温変態生成相による組織強化による強度向上の効果を得ることが出来ない。0.4%超含有していると、中心偏析が顕著になり打ち抜き加工時に二次せん断面の割れの起点となるセメンタイト(Fe3C)等の鉄系炭化物が増加し、打ち抜き性が劣化する。このため、Cの含有量は、0.01%超0.4%以下の範囲に限定した。また、強度の向上とともに延性とのバランスを考慮すると、Cの含有量は0.20%以下であることが望ましい。
Siは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としての役割も有するので必要に応じて添加する。Si含有量は、0.001%以上添加した場合に上記効果を発揮するが、2.5%を超えて添加しても強度上昇に寄与する効果が飽和してしまう。このため、Si含有量は、0.001%以上2.5%以下の範囲に限定した。また、Siは、0.1超%添加することでその含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、強度向上と穴広げ性の向上に寄与する。またこのSiが1
%を超えてしまうと鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。従って、Si含有量の望ましい範囲は、0.1超〜1%である。
Mnは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素であり必要に応じて添加する。Mn含有量は、0.01%未満ではこの効果を得ることが出来ず、4%超添加してもこの効果が飽和する。このため、Mn含有量は、0.01%以上4%以下の範囲に限定した。また、Sによる熱間割れの発生を抑制するためにMn以外の元素が十分に添加されない場合には、Mn含有量([Mn])とS含有量([S])が質量%で[Mn]/[S]≧20となるMn量を添加することが望ましい。さらに、Mnは、その含有量の増加に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させて焼入れ性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、Mn含有量が、1%未満では発揮しにくいので、1%以上添加することが望ましい。
Pは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い靭性を低下させる元素である。このため、P含有量は、低いほど望ましく、0.15%超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、0.15%以下とする。特に、穴広げ性や溶接性を考慮すると、P含有量は、0.02%以下であることが望ましい。下限は、現行の一般的な精錬(二次精錬を含む)で可能な0.001%とした。
Sは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるA系介在物を生成させる元素である。このためSの含有量は、極力低減させるべきであるが、0.03%以下ならば許容できる範囲であるので、0.03%以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のS含有量は、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下が望ましい。下限は、現行の一般的な精錬(二次精錬を含む)で可能な0.0005%とした。
Alは、鋼の精錬工程における溶鋼脱酸のために0.001%以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を2%とする。また、Alをあまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ延性及び靭性を劣化させるので0.06%以下であることが望ましい。更に望ましくは0.04%以下である。また、Siと同様に材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制する効果を得るためには、0.016%以上含有させることが望ましい。従って、さらに望ましくは0.016%以上0.04%以下である。
Nの含有量は、極力低減させるべきであるが、0.01%以下ならば許容できる範囲である。ただし、耐時効性の観点からは0.005%以下とすることが更に望ましい。下限は、現行の一般的な精錬(二次精錬を含む)で可能な0.0005%とした。
なお、本発明の高強度冷延鋼板は、以上説明した冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えていてもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた伸びフランジ性及び精密打ち抜き性を損なうものではない。また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類/無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。
次に本発明の鋼板の製造方法について述べる。
優れた伸びフランジ性及び精密打ち抜き性を実現するためには、極密度についてランダムな集合組織を形成させること、および、各方向のr値の条件を満たした鋼板とすることが重要である。これらを同時に満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
加熱炉より抽出したスラブを、第1の熱間圧延である粗圧延工程に供して粗圧延を行い、粗バーを得る。本発明鋼板は、以下の要件を満たす必要がある。まず、粗圧延後のオーステナイト粒径、即ち、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましく、200μm以下であれば、結晶粒の微細化及び均質化に大きく寄与し、後の工程で造り込まれるマルテンサイトを微細かつ均一に分散させることができる。
粗圧延工程(第1の熱間圧延)が終了した後、第2の熱間圧延である仕上げ圧延工程を開始する。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は150秒以下とすることが望ましい。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V ・・・式(1)
C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及び、Vは、各元素の含有量(質量%)である。なお、Ti、B、Cr、Mo、Vについては、含有されて無い場合は、0として計算する。
仕上げ圧延において、圧下率が30%以上の最終圧下が行われた後、待ち時間t秒が下記式(2)を満たすように、冷間圧延前冷却を開始する。
t≦2.5×t1 ・・・ 式(2)
ここで、t1は、下記式(3)で求められる。
t1=0.001×((Tf−T1)×P1/100)2−0.109×((Tf−T1)×P1/100)+3.1 ・・・ 式(3)
ここで、上記式(3)において、Tfは、圧下率が30%以上の最終圧下後の鋼片の温度、P1は、30%以上の最終圧下の圧下率である。
t<t1 ・・・ 式(2a)
t1≦t≦t1×2.5 ・・・ 式(2b)
このようにして熱延鋼鈑を得た後、650℃以下で巻き取ることができる。巻取り温度が650℃を超えると、フェライト組織の面積率が増加し、パーライトの面積率が5%超にならない。
上記のようにして製造した熱延原板を、必要に応じて酸洗し、冷間にて圧下率40%以上80%以下の圧延を行う。圧下率が40%以下では、その後の加熱保持で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、加熱後の結晶粒が粗大化してしまう。80%を超える圧延では、加熱時に集合組織が発達するため、異方性が強くなってしまう。このため、冷間圧延の圧下率は40%以上80%以下とする。
冷間圧延された鋼板(冷延鋼板)は、その後、750〜900℃の温度域まで加熱され、750〜900℃の温度域に1秒以上、300秒以下保持される。これより低温もしくは短時間では、フェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進まず、その後の冷却工程で第二相を得ることができず、十分な強度が得られない。一方、これより高温もしくは300秒以上保持が続くと、結晶粒が粗大化してしまう。
HR1≧0.3 ・・・ 式(5)
HR2≦0.5×HR1 ・・・ 式(6)
上記の温度範囲で所定時間保持した後、580℃以上750℃以下の温度域まで、1℃/s以上10℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後1次冷却を行う。
冷間圧延後1次冷却の終了後、1秒以上1000秒以下の間、温度低下速度が1℃/s以下となる条件で停留させる。
上記停留をした後、5℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後2次冷却を行う。冷間圧延後2次冷却の平均冷却速度が5℃/sよりも大きいと、ベイナイトとマルテンサイトの和が5%以上となり、精密打ち抜き性が低下するので好ましくない。
Claims (15)
- 質量%で、
C:0.01%超、0.4%以下
Si:0.001%以上、2.5%以下、
Mn:0.001%以上、4%以下、
P:0.001〜0.15%以下、
S:0.0005〜0.03%以下、
Al:0.001%以上、2%以下、
N:0.0005〜0.01%以下、
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
鋼板の表面から5/8〜3/8の板厚範囲において、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及び、{223}<110>の各結晶方位で表わされる{100}<011>〜{223}<110>方位群の極密度の平均値が6.5以下、かつ、{332}<113>の結晶方位の極密度が5.0以下であり、
金属組織が、面積率で、パーライト5%超を含有し、ベイナイトとマルテンサイトの和が5%未満に制限され、残部がフェライトからなる、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。 - 更に、パーライト相のビッカース硬さが150HV以上300HV以下である、請求項1記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
- 更に、圧延方向と直角方向のr値(rC)が0.70以上、圧延方向と30°のr値(r30)が1.10以下、圧延方向のr値(rL)が0.70以上、圧延方向と60°のr値(r60)が1.10以下である、請求項1に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
- 更に、質量%で、
Ti:0.001%以上、0.2%以下、
Nb:0.001%以上、0.2%以下、
B:0.0001%以上、0.005%以下
Mg:0.0001%以上、0.01%以下、
Rem:0.0001%以上、0.1%以下、
Ca:0.0001%以上、0.01%以下、
Mo:0.001%以上、1%以下、
Cr:0.001%以上、2%以下、
V:0.001%以上、1%以下、
Ni:0.001%以上、2%以下、
Cu:0.001%以上、2%以下、
Zr:0.0001%以上、0.2%以下、
W:0.001%以上、1%以下、
As:0.0001%以上、0.5%、
Co:0.0001%以上、1%以下、
Sn:0.0001%以上、0.2%以下、
Pb:0.001%以上、0.1%以下、
Y:0.001%以上、0.1%以下、
Hf:0.001%以上、0.1%以下
の1種又は2種以上を含有する、請求項1に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。 - 更に、板厚中央部を中央として、板厚を1.2mmに減厚した鋼板に対し、Φ10mmの円形ポンチおよびクリアランス1%の円形ダイスで打ち抜いた場合に、打ち抜き端面のせん断面比率が90%以上となる、請求項1に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れる高強度冷延鋼板。
- 表面に、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備える、請求項1に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板。
- 質量%で、
C:0.01%超、0.4%以下
Si:0.001%以上、2.5%以下、
Mn:0.001%以上、4%以下、
P:0.001〜0.15%以下、
S:0.0005〜0.03%以下、
Al:0.001%以上、2%以下、
N:0.0005〜0.01%以下、
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、
1000℃以上1200℃以下の温度範囲で、圧下率40%以上の圧延を1回以上行う第1の熱間圧延を行い、
前記第1の熱間圧延で、オーステナイト粒径を200μm以下とし、
下記式(1)で定まる温度T1+30℃以上、T1+200℃以下の温度域で、少なくとも1回は1パスで圧下率30%以上の圧延を行う第2の熱間圧延を行い、
前記第2の熱間圧延での合計の圧下率を50%以上とし、
前記第2の熱間圧延において、圧下率が30%以上の最終圧下を行った後、待ち時間t秒が下記式(2)を満たすように、冷間圧延前冷却を開始し、
前記冷間圧延前冷却における平均冷却速度を50℃/秒以上、温度変化が40℃以上140℃以下の範囲とし、
圧下率40%以上、80%以下の冷間圧延を行い、
750〜900℃の温度域まで加熱して、1秒以上、300秒以下保持し、
580℃以上750℃以下の温度域まで、1℃/s以上10℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後1次冷却を行い、
1秒以上1000秒以下の間、温度低下速度が1℃/s以下となる条件で停留させ、
5℃/s以下の平均冷却速度で冷間圧延後2次冷却を行う、伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V ・・・ 式(1)
ここで、C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及び、Vは、各元素の含有量(質量%)。
t≦2.5×t1 ・・・ 式(2)
ここで、t1は、下記式(3)で求められる。
t1=0.001×((Tf−T1)×P1/100)2−0.109×((Tf−T1)×P1/100)+3.1 ・・・ 式(3)
ここで、上記式(3)において、Tfは、圧下率が30%以上の最終圧下後の鋼片の温度、P1は、30%以上の最終圧下の圧下率である。 - T1+30℃未満の温度範囲における合計の圧下率が30%以下である、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記待ち時間t秒が、さらに、下記式(2a)を満たす、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
t<t1 ・・・ 式(2a) - 前記待ち時間t秒が、さらに、下記式(2b)を満たす、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
t1≦t≦t1×2.5 ・・・ 式(2b) - 前記冷間圧延前冷却を、圧延スタンド間で開始する、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延前冷却をした後、前記冷間圧延を行う前に、650℃以下で巻き取って熱延鋼板とする、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延後、750〜900℃の温度域まで加熱するにあたり、
室温以上、650℃以下の平均加熱速度を、下記式(5)で示されるHR1(℃/秒)とし、
650℃を超え、750〜900℃までの平均加熱速度を、下記式(6)で示されるHR2(℃/秒)とする、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
HR1≧0.3 ・・・ 式(5)
HR2≦0.5×HR1 ・・・ 式(6) - 更に、表面に、溶融亜鉛めっきを施す、請求項7に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛めっきを施した後、更に、450〜600℃で合金化処理を施す、請求項14に記載の伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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