JP5878829B2 - 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5878829B2 JP5878829B2 JP2012124208A JP2012124208A JP5878829B2 JP 5878829 B2 JP5878829 B2 JP 5878829B2 JP 2012124208 A JP2012124208 A JP 2012124208A JP 2012124208 A JP2012124208 A JP 2012124208A JP 5878829 B2 JP5878829 B2 JP 5878829B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- ferrite
- bendability
- temperature
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本願発明は、自動車部品等に用いられる曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の燃費改善、衝突安全性を両立させるため、構造部品の材料として高強度鋼板が用いられ、近年は、引張強度７８０ＭＰａ以上、特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板も適用されつつある。一般的に高強度鋼板を用いて自動車用構造部品を製作するには、複雑なプレス成形や曲げ加工が施されるが、７８０ＭＰａ以上、特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板に対しても同様の加工が施されるため、延性、伸びフランジ性のみならず、良好な曲げ性も要求される。
ところで、鋼板の曲げ加工に際し、曲げ外周表層部には円周方向に大きな引っ張り応力が、曲げ内周表層部には円周方向に大きな圧縮応力が、それぞれ発生する。そのため、鋼板の表層部に軟質層を設けることで、これらの応力を緩和し、曲げ性が改善されることが知られている。このような鋼板の表層部に軟質層を設けた高強度鋼板として、以下のような提案がなされている。
［従来技術１］
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜２％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ＳｏｌＡｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板表層にフェライト体積率９０％以上で厚さが１０〜１００μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻しマルテンサイト体積率が３０％以上で残部はフェライト相である超高強度冷延鋼板が開示されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜２％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ＳｏｌＡｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板表層にフェライト体積率９０％以上で厚さが１０〜１００μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻しマルテンサイト体積率が３０％以上で残部はフェライト相である超高強度冷延鋼板が開示されている。
［従来技術２］
また、特許文献２には、表層の厚さが１ｎｍ〜３００μｍで、該表層がフェライトを主体とした脱炭層であり、内層鋼の化学成分が質量％でＣ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜３％を含有し、引張強さが９８０Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする高強度自動車部材が開示されている。
また、特許文献２には、表層の厚さが１ｎｍ〜３００μｍで、該表層がフェライトを主体とした脱炭層であり、内層鋼の化学成分が質量％でＣ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜３％を含有し、引張強さが９８０Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする高強度自動車部材が開示されている。
上記従来技術１は、焼鈍後に、まず徐冷による鋼板表層の冷却、次いで急冷による鋼板全体の冷却を組み合わせた２段冷却を行うことにより、表層と中心部で組織を異ならせ、鋼板表層にほぼフェライトのみからなる軟質層を形成することで、曲げ性を改善しようとするものである。しかしながら、この技術では、焼鈍中に結晶粒が成長しやすく、特に表層は、中心部の組織に比べてサイズが不均一なフェライト粒が形成されやすい。フェライト粒のサイズが不均一になると、曲げ性そのものが劣化するだけでなく、強加工部表面に顕著な凹凸が形成されるため、表面性状も劣化する問題も生じる。
また、上記従来技術２は、表層の厚さが１ｎｍ〜３００μｍで、該表層がフェライトを面積率で５０％以上とした脱炭層とすることで、熱間プレス後の脱水素速度を飛躍的に増加させ、遅れ破壊に対する感受性を低減しようとするものである。ここで、内層は熱間プレス後に急冷してマルテンサイトを主体とする組織に変態させており、熱間プレス中は変形が追従するとしても、冷間加工では、表層と内層の特性が極端に異なるため、曲げ加工は困難である。
本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、７８０ＭＰａ以上、特に９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ、真に曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃが１０〜５０％であるとともに、前記鋼板表層部のフェライトの平均粒径が１０μｍ以下である
ことを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃが１０〜５０％であるとともに、前記鋼板表層部のフェライトの平均粒径が１０μｍ以下である
ことを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：６００〜７５０℃
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(3) 焼鈍条件
（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、６０ｓ以上３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：６００〜７５０℃
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(3) 焼鈍条件
（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、６０ｓ以上３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
本発明によれば、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、鋼板表層部と中心部のフェライトの面積率の差を所定範囲内に制御するとともに、鋼板表層部のフェライトを微細化することで、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ、真に曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。
本発明者らは、上記課題を解決するために、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下「焼戻しマルテンサイト等」と総称することもある。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、強度を確保しつつ曲げ性を向上させる方策を検討した。
曲げ加工時の割れの起点となるのは、主に軟質相と硬質相の界面である。そこで、曲げ性を向上させる手段の一つとして、軟質相と硬質相の硬さの差を小さくする方法が考えられる。
ただし、両相の硬さの差を小さくしても、軟質相と硬質相はそもそもの変形能が異なるため、単に両相の硬さの差を小さくするだけでは曲げ性の顕著な改善効果は得られない。
本発明者らは、曲げ性を支配するのは、相の延性と周りの相からの変形の拘束のバランスであると考えた。
すなわち、従来の高強度鋼板では、延性を担う軟質相の周りの硬質相が軟質相の変形を拘束するために、軟質相が十分に延性を発揮することができず、その結果、軟質相と硬質相の界面で剥離が発生し、十分な曲げ性が得られなかった。
そこで、この硬質相による軟質相の拘束を緩和するため、軟質相の割合を増加させ、硬質相を減少させることが考えられる。しかしながら、強度を確保するためには、ある程度の硬質相の存在が必要である。これらを両立させるため、鋼板表層部（以下、単に「表層部」ともいう。）と内部（中心部）とで軟質相の割合に傾斜をつけることとした。
上記従来技術１、２では、焼鈍時に脱炭することで表面近傍の軟質相を増加させていたが、この方法では、表層部と内部の組織が極端に異なってしまうため、優れた曲げ性を得ることができない。
そこで、以下の方法で表層部と内部の軟質相の割合に傾斜をつけることとした。
まず、熱延仕上げ温度（巻取り温度）を高め（６００〜７５０℃）とすることで、熱延板表層部に粒界酸化を生じさせる。次に、酸洗でこの粒界酸化を除去することで、表面に凹凸が形成される。その後、冷間圧延することで、表面に凹凸が形成されている分、表面近傍により多くの歪が導入され、その結果として、表層部から内部にかけてひずみ分布を形成させることができる。ただし、冷延率が高すぎると上記凹凸による効果が得られず、均一にひずみが導入されてしまうので、冷延率は適正範囲（２０〜５０％）にする必要がある。
ひずみが多く導入された表層部は、焼鈍加熱時にオーステナイト変態が促進されて多くのオーステナイトが核生成し、それらの微細オーステナイトの間に、細かいフェライトが残存する。さらに、均熱・徐冷時にも上記微細オーステナイトからより多くのフェライトが核生成する。
その結果、表層部では、フェライトが微細になり、かつフェライト分率も内部に比べて増加させることができる。
このような組織を有する鋼板を曲げ加工すると、内部に比べて表層部ではより厳しい引張・圧縮変形を受けるが、軟質相の微細化かつ増加による効果によって、優れた曲げ性を示すこととなる。
そして、上記思考実験に基づき、後記［実施例］にて説明する実証試験を実施した結果、確証が得られたので、さらに検討を加え、本発明を完成するに至った。
以下、まず発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔発明鋼板の組織〕
上述したとおり、発明鋼板は、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、鋼板表面部と中心部のフェライト分率の差と、鋼板表面部のフェライト粒径が制御されている点を特徴とする。
上述したとおり、発明鋼板は、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、鋼板表面部と中心部のフェライト分率の差と、鋼板表面部のフェライト粒径が制御されている点を特徴とする。
＜軟質第１相であるフェライト：面積率で２０〜５０％＞
フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は２０％以上（好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は５０％以下（好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下）とする。
＜鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃ：１０〜５０％＞
鋼板表層部のフェライトの面積率を内部より高くすることで、曲げ加工時に表層部に掛る引張・圧縮応力を緩和して曲げ性を改善するためである。鋼板表層部と中心部のフェライトの面積率の差ΔＶαが１０％未満では、表層部に掛る引張・圧縮応力の緩和作用が十分に発揮されず、曲げ性の改善効果が得られない。一方、ΔＶαが５０％を超えると、フェライト結晶粒径が不均一になりやすく、曲げ性が劣化する。ΔＶαの好ましい範囲は１５〜４５％、さらに好ましい範囲は２０〜４０％である。
ここで、鋼板表層部を鋼板表面から１００μｍ深さまでの部分に限定したのは、１００μｍを超える深さまでフェライトを増加させると、強度の確保が困難になるためである。
鋼板表層部のフェライトの面積率を内部より高くすることで、曲げ加工時に表層部に掛る引張・圧縮応力を緩和して曲げ性を改善するためである。鋼板表層部と中心部のフェライトの面積率の差ΔＶαが１０％未満では、表層部に掛る引張・圧縮応力の緩和作用が十分に発揮されず、曲げ性の改善効果が得られない。一方、ΔＶαが５０％を超えると、フェライト結晶粒径が不均一になりやすく、曲げ性が劣化する。ΔＶαの好ましい範囲は１５〜４５％、さらに好ましい範囲は２０〜４０％である。
ここで、鋼板表層部を鋼板表面から１００μｍ深さまでの部分に限定したのは、１００μｍを超える深さまでフェライトを増加させると、強度の確保が困難になるためである。
＜前記鋼板表層部のフェライトの平均粒径：１０μｍ以下＞
鋼板表層部のフェライトを微細化することで、フェライト粒のサイズを均一にして曲げ性を改善するためである。鋼板表層部のフェライトの平均粒径が１０μｍを超えると、曲げ性が劣化する。上記フェライトの平均粒径の好ましい範囲は９μｍ以下、さらに好ましい範囲は８μｍ以下である。
鋼板表層部のフェライトを微細化することで、フェライト粒のサイズを均一にして曲げ性を改善するためである。鋼板表層部のフェライトの平均粒径が１０μｍを超えると、曲げ性が劣化する。上記フェライトの平均粒径の好ましい範囲は９μｍ以下、さらに好ましい範囲は８μｍ以下である。
以下、鋼板厚み全体における各相の面積率、鋼板表層部および中心部におけるフェライトの面積率、ならびに、鋼板表層部におけるフェライトの平均粒径の各測定方法について説明する。
〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕
まず、鋼板厚み全体における各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行って各フェライト粒の面積を求め、それらを合計してフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
まず、鋼板厚み全体における各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行って各フェライト粒の面積を求め、それらを合計してフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
〔鋼板表層部および中心部におけるフェライトの面積率〕
また、中心部におけるフェライトの面積率については、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の範囲において、上記〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕と同様にして、フェライトの面積率を求めた。
一方、鋼板表層部におけるフェライトの面積率については、鋼板表面から深さ３０μｍまでの範囲において、概略３０μｍ×４０μｍ領域５視野について上記〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕と同様にして、フェライトの面積率を求めた。
また、中心部におけるフェライトの面積率については、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の範囲において、上記〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕と同様にして、フェライトの面積率を求めた。
一方、鋼板表層部におけるフェライトの面積率については、鋼板表面から深さ３０μｍまでの範囲において、概略３０μｍ×４０μｍ領域５視野について上記〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕と同様にして、フェライトの面積率を求めた。
〔鋼板表層部におけるフェライトの平均粒径の測定方法〕
上記鋼板表層部におけるフェライトの面積率の測定の際に測定した各フェライト粒の面積から円相当直径を算出して求めた。
上記鋼板表層部におけるフェライトの面積率の測定の際に測定した各フェライト粒の面積から円相当直径を算出して求めた。
次に、本願の発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、硬質第２相の面積率、延いてはフェライトの面積率に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では溶接性が劣化する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０〜０．２５％、さらに好ましくは０．１４〜０．２０％である。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、硬質第２相の面積率、延いてはフェライトの面積率に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では溶接性が劣化する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０〜０．２５％、さらに好ましくは０．１４〜０．２０％である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０〜２．５％、さらに好ましくは１．０〜２．２％である。
Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０〜２．５％、さらに好ましくは１．０〜２．２％である。
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有することに加え、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５〜２．５％、さらに好ましくは１．２〜２．２％である。
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有することに加え、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５〜２．５％、さらに好ましくは１．２〜２．２％である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１８％以下、さらに好ましくは０．０１６％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１８％以下、さらに好ましくは０．０１６％以下である。
Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びや伸びフランジ性の劣化を防止する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びや伸びフランジ性の劣化を防止する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本願発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、セメンタイトの成長を抑制することで、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
Ｃｒは、セメンタイトの成長を抑制することで、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
次に、上記発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行い、酸洗してから冷間圧延を行う。
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行い、酸洗してから冷間圧延を行う。
［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、６００〜７５０℃の範囲で巻き取るのがよい。
熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、６００〜７５０℃の範囲で巻き取るのがよい。
＜巻取り温度：６００〜７５０℃＞
巻取り温度を高めの６００℃以上（より好ましくは６１０℃以上）にすることで、熱延板表層部に粒界酸化を生じさせるためである。後段の酸洗でこの粒界酸化を除去することで表面に凹凸を形成した後、冷間圧延することで表面近傍により多くの歪を導入し、さらに焼鈍することで表層部のフェライトを微細化かつ増加させることができる。ただし、巻取り温度を高くしすぎると、熱延板の組織サイズが大きくなりすぎるので、７５０℃以下（より好ましくは７００℃以下）とする。
巻取り温度を高めの６００℃以上（より好ましくは６１０℃以上）にすることで、熱延板表層部に粒界酸化を生じさせるためである。後段の酸洗でこの粒界酸化を除去することで表面に凹凸を形成した後、冷間圧延することで表面近傍により多くの歪を導入し、さらに焼鈍することで表層部のフェライトを微細化かつ増加させることができる。ただし、巻取り温度を高くしすぎると、熱延板の組織サイズが大きくなりすぎるので、７５０℃以下（より好ましくは７００℃以下）とする。
［冷間圧延条件］
冷間圧延条件としては、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）を２０〜５０％の範囲とするのがよい。
冷間圧延条件としては、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）を２０〜５０％の範囲とするのがよい。
＜冷延率：２０〜５０％＞
冷延率を２０％以上（より好ましくは３０％以上）とすることで、酸洗で粒界酸化を除去して形成した鋼板表面の凹凸を利用して表面近傍により多くのひずみを導入するためである。ただし、冷延率を高くしすぎると、均一にひずみが導入されてしまうので、５０％以下（より好ましくは４５％以下）とする。
冷延率を２０％以上（より好ましくは３０％以上）とすることで、酸洗で粒界酸化を除去して形成した鋼板表面の凹凸を利用して表面近傍により多くのひずみを導入するためである。ただし、冷延率を高くしすぎると、均一にひずみが導入されてしまうので、５０％以下（より好ましくは４５％以下）とする。
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。
焼鈍条件としては、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。
＜（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持＞
２相域の高温側で保持することで、オーステナイトを核生成しやすくして、細かいフェライトを残存させるとともに、面積率５０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
２相域の高温側で保持することで、オーステナイトを核生成しやすくして、細かいフェライトを残存させるとともに、面積率５０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
焼鈍温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満では、オーステナイト変態量が不十分であり、フェライトが粗大化しやすくなるため、延性が劣化する。一方、焼鈍温度がＡｃ３を超えると、フェライトが粗大化し、表層と内部で分率の差をつけられなくなるので、延性が劣化する。
また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。焼鈍保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。
＜７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷＞
肩落し冷却時に核生成するフェライトのサイズを上記２相域で生成したフェライトとほぼ同じサイズにするとともに、それらを合わせて面積率で２０〜５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
肩落し冷却時に核生成するフェライトのサイズを上記２相域で生成したフェライトとほぼ同じサイズにするとともに、それらを合わせて面積率で２０〜５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
５００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
＜Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが過剰に形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
［焼戻し条件］
本願発明は、フェライトと焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織鋼の表面と内部のフェライト分率の差異に着目し、曲げ性改善について検討した結果完成されたものであり、組織分率に影響を及ぼさない焼戻し条件については、特に限定されるものではない。ただし、焼戻し条件により強度や特性が変化するため、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するためには、焼戻し温度を５００℃以下にすることが好ましい。また、焼戻し温度が低いと強度が高くなるが、伸びや穴拡げ率（伸びフランジ性）が低下するため、成形性が必要な場合は、焼戻し温度を３００℃以上にすることが好ましい。また、その際の焼戻し保持時間については６０〜１２００ｓとし、その後、冷却すればよい。
本願発明は、フェライトと焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織鋼の表面と内部のフェライト分率の差異に着目し、曲げ性改善について検討した結果完成されたものであり、組織分率に影響を及ぼさない焼戻し条件については、特に限定されるものではない。ただし、焼戻し条件により強度や特性が変化するため、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するためには、焼戻し温度を５００℃以下にすることが好ましい。また、焼戻し温度が低いと強度が高くなるが、伸びや穴拡げ率（伸びフランジ性）が低下するため、成形性が必要な場合は、焼戻し温度を３００℃以上にすることが好ましい。また、その際の焼戻し保持時間については６０〜１２００ｓとし、その後、冷却すればよい。
下記表１および表２に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、下記表３および表４に示す種々の製造条件で、再度の熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとし、これを酸洗した後、さらに厚さ１．６ｍｍに冷間圧延し、その後熱処理を施した。
なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。
式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］
式２：Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１５．２［Ｎｉ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
式２：Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１５．２［Ｎｉ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、鋼板厚み全体における各相の面積率、鋼板表層部および中心部におけるフェライトの面積率、ならびに、鋼板表層部におけるフェライトの平均粒径を測定した。
また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、伸びフランジ性λ、および、限界曲げ半径Ｒを測定することにより、各鋼板の特性を評価した。
具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１３％、λ≧４０％、Ｒ≦１．５ｍｍの全てを満たすもの、および、ＴＳ≧１１８０ＭＰａ、ＥＬ≧１０％、λ≧３０％、Ｒ≦２．５ｍｍの全てを満たすものを合格（○）とし、９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａ、ＥＬ≧１５％、λ≧５０％、Ｒ≦１．０ｍｍの全てを満たすもの、および、ＴＳ≧１１８０ＭＰａ、ＥＬ≧１２％、λ≧４０％、Ｒ≦２．０ｍｍの全てを満たすものを特に優れるもの（◎）、それ以外のものを不合格（×）とした。
なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。
また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
また、限界曲げ半径Ｒは、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるようにＪＩＳ Ｚ２２０４に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ２２４８に準じてＶ曲げ試験を行った。ダイとパンチの角度は６０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えて曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径Ｒとして求めた。
測定結果を表５および表６に示す。
これらの表より、鋼Ｎｏ．１、２、４、５、９、１０、１２、１３、１５、１６、１８、２１、２３〜３５、３７〜４２、４４〜５２、５４〜５７、５９〜６２、６４は、本発明の要件を全て満たす発明鋼である。いずれの発明鋼も、引張強度、伸び、伸びフランジ性のみならず、曲げ性にも優れた冷延鋼板が得られていることがわかる。
これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較鋼は、それぞれ以下のような不具合を有している。
鋼Ｎｏ．３は、巻取り温度が低すぎるため、表層部のフェライト分率を増加させることができず、曲げ性Ｒが合格基準に達していない。
一方、鋼Ｎｏ．６は、巻取り温度が高すぎるため、表層部のフェライト粒が粗大化してしまい、やはり曲げ性Ｒが合格基準に達していない。
鋼Ｎｏ．７は、冷延率が高すぎるため、内部（中心部）にまで多量のひずみが導入されてしまい、表層部と内部のフェライト分率に差がつかず、曲げ性Ｒが合格基準に達していない。
鋼Ｎｏ．８は、焼鈍温度が低すぎるため、表層部と内部のフェライト分率に差がつかず、フェライト粒も粗大化してしまい、曲げ性Ｒが合格基準に達していない。
一方、鋼Ｎｏ．１１は、焼鈍温度が高すぎるため、脱炭に伴う表層部のフェライト分率の過度の増加、フェライト粒の粗大化が生じてしまい、やはり曲げ性Ｒが合格基準に達していない。
鋼Ｎｏ．１４は、徐冷速度が低すぎるため、表層部、内部ともにフェライトが成長しすぎて、曲げ性Ｒが合格基準に達しないだけでなく、引張強度ＴＳも確保できない。
鋼Ｎｏ．１７は、徐冷終了温度が低すぎるため、フェライトが生成しすぎてフェライト分率が過剰になり、曲げ性Ｒが合格基準に達しないだけでなく、引張強度ＴＳも確保できない。
一方、鋼Ｎｏ．１９は、徐冷終了温度が高すぎるため、フェライトが十分に生成せずフェライト分率が不足し、曲げ性Ｒが合格基準に達しないだけでなく、伸びＥＬも確保できない。
鋼Ｎｏ．２０は、急冷速度が低すぎるため、他の組織（主に残留オーステナイト）が生成してしまい、伸びフランジ性λが確保できない。
鋼Ｎｏ．２２は、急冷終了温度が高すぎるため、他の組織（主に残留オーステナイト）が生成してしまい、伸びフランジ性λが確保できない。
鋼Ｎｏ．３６は、Ｍｎ量が多すぎるため、フェライト変態の抑制、焼入れ性の上昇などにより、フェライト分率が不足し、曲げ性Ｒが合格基準に達しないだけでなく、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。
鋼Ｎｏ．４３は、Ｃ量が多すぎるため、鋼Ｎｏ．３６と同様に、フェライト変態の抑制、焼入れ性の上昇などにより、フェライト分率が不足し、曲げ性Ｒが合格基準に達しないだけでなく、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。
鋼Ｎｏ．５３は、Ｓｉ量が多すぎるため、フェライトが固溶強化されすぎて延性が損なわれ、曲げ性Ｒが合格基準に達しないだけでなく、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。
鋼Ｎｏ．５８は、鋼Ｎｏ．４３とは逆に、Ｃ量が少なすぎるため、フェライト分率が過剰になり、引張強度ＴＳが確保できない。
鋼Ｎｏ．６３は、Ｍｎ量が少なすぎるため、フェライトの固溶強化が不足し、引張強度ＴＳが確保できない。
ちなみに、発明鋼（鋼Ｎｏ．５）と比較鋼（鋼Ｎｏ．１１）の、表層部と中心部におけるフェライト粒の分布状態を図１に例示する。同図は光学顕微鏡観察の結果であり、無地の白っぽい領域がフェライト粒であり、黒っぽい領域が硬質第２相である。同図から明らかなように、比較鋼では、その表層部において、粗大化したフェライト粒が存在するとともにフェライト分率は中心部よりはるかに高くなっているのに対し、発明鋼では、その表層部において微細なフェライト粒が存在するとともにフェライト分率は中心部より少し高い程度であるのが認められる。
Claims (5)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃが１０〜５０％であるとともに、前記鋼板表層部のフェライトの平均粒径が１０μｍ以下である
ことを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：６００〜７５０℃
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(3) 焼鈍条件
（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、６０ｓ以上３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012124208A JP5878829B2 (ja) | 2012-05-31 | 2012-05-31 | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| EP17000056.6A EP3187614A1 (en) | 2012-05-31 | 2013-05-29 | High strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor |
| CN201380027742.7A CN104364403A (zh) | 2012-05-31 | 2013-05-29 | 高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| US14/400,453 US9708697B2 (en) | 2012-05-31 | 2013-05-29 | High strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor |
| EP13797030.7A EP2857539A4 (en) | 2012-05-31 | 2013-05-29 | HIGH STRENGTH COLD LAMINATED STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| PCT/JP2013/064920 WO2013180180A1 (ja) | 2012-05-31 | 2013-05-29 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012124208A JP5878829B2 (ja) | 2012-05-31 | 2012-05-31 | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013249502A JP2013249502A (ja) | 2013-12-12 |
| JP5878829B2 true JP5878829B2 (ja) | 2016-03-08 |
Family
ID=49848491
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012124208A Expired - Fee Related JP5878829B2 (ja) | 2012-05-31 | 2012-05-31 | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5878829B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3693485A4 (en) * | 2017-10-02 | 2021-01-20 | Nippon Steel Corporation | HOT STAMP MOLDED ARTICLE, HOT STAMPED STEEL SHEET, AND PROCESSES FOR THE PRODUCTION OF THE SAME |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5803836B2 (ja) * | 2012-07-30 | 2015-11-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間プレス鋼板部材、その製造方法と熱間プレス用鋼板 |
| JPWO2015097882A1 (ja) * | 2013-12-27 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板 |
| CN107614731B (zh) | 2015-05-29 | 2019-07-23 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法 |
| KR101967959B1 (ko) * | 2016-12-19 | 2019-04-10 | 주식회사 포스코 | 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 |
| KR102200222B1 (ko) * | 2018-12-19 | 2021-01-08 | 주식회사 포스코 | 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법 |
| CN114908285B (zh) * | 2021-02-09 | 2023-04-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本高温搪瓷用热轧钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4119676B2 (ja) * | 2002-05-01 | 2008-07-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 曲げ加工性に優れた低降伏比型高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP4586449B2 (ja) * | 2004-02-27 | 2010-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性および伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5457840B2 (ja) * | 2010-01-07 | 2014-04-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 |
| JP5637530B2 (ja) * | 2010-10-26 | 2014-12-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高延性で、化成処理性に優れる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板 |
-
2012
- 2012-05-31 JP JP2012124208A patent/JP5878829B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3693485A4 (en) * | 2017-10-02 | 2021-01-20 | Nippon Steel Corporation | HOT STAMP MOLDED ARTICLE, HOT STAMPED STEEL SHEET, AND PROCESSES FOR THE PRODUCTION OF THE SAME |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013249502A (ja) | 2013-12-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6252713B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR101912512B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6210175B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6779320B2 (ja) | 強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法 | |
| JP5609945B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5878829B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2013180180A1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| EP3009527A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| KR101626233B1 (ko) | 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 | |
| JP2010059452A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5126844B2 (ja) | 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法 | |
| JP5860343B2 (ja) | 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101986640B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP2005298964A (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板およびその製造方法 | |
| KR20150086354A (ko) | 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2013089095A1 (ja) | 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4840269B2 (ja) | 高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3901039B2 (ja) | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013064172A (ja) | 耐面歪性、焼付け硬化性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 | |
| JP6098537B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5860345B2 (ja) | 機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008138231A (ja) | 穴広げ性に優れた熱延複合組織鋼板およびその製造方法 | |
| JP5639573B2 (ja) | 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5644234B2 (ja) | 打抜き疲労特性に優れた構造部材の製造方法 | |
| JP2004300476A (ja) | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140901 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150818 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150918 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160126 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160129 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5878829 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |