JPH032329A - 連続焼鈍による非時効・高焼付硬化・プレス加工用高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、製鋼での真空脱ガスによる脱炭や、高価なＮ
ｂ、　Ｔｉなどの元素を使用しないで、非時効で高焼付
硬化性（以下、Ｂｔｌ（Ｂａｋｅ　Ｈａｒｄｅｎａｂｉ
ｌｉｔｙ）と略称する）を有し、かつプレス加工性に優
れたリン添加高強度冷延鋼板を連続焼鈍にて製造する方
法に関するものである。

〔従来の技術〕

近年、自動車の軽量化や耐プント性向上のために、引張
強度が従来の３１Ｃ／−前後の軟質冷延鋼板から３５〜
４０ｋｇｆ／−級の高強度冷延鋼板が用いられるように
なってきた。

この際、鋼板として具備すべき重要な特性には、強度の
みならず、良好なプレス加工性（低降伏強度、高１値、
高Ｅ／）とＢＨ性を維持しつつ耐歪時効特性を有するこ
とである。

さて、従来の自動車外板用高強度鋼板の製造方法には、
ｉ）リン添加Ｍキルド鋼板を箱焼鈍によって製造する方
法、１ｉ）ＴｉやＮｂを含有する極低炭素鋼板にリンを
添加した鋼を素材として連続焼鈍法にて製造する方法が
ある。しかし、上記ｉ）の鋼板は、歪時効による材質劣
化はなくプレス成形性も良好であるが、ＢＨ性に乏しい
欠点と箱焼鈍に起因する欠点を有する。また、ｉｉ）は
製造コストが高価になり、かつ非時効であるもののＢＨ
性が付与され難い欠点を有する。

本発明は、このような課題を解決し、自動車用材料とし
て好ましい特性を存する高強度冷延鋼板の製造方法を提
供するものである。

リン添加Ｍキルド鋼を素材にして、連続焼鈍にて高強度
冷延鋼板を製造する方法に関して、従来から多くの試み
がある。特開昭６０−１９０５２５号公報記載の発明は
、３５〜４５ｋｇｆ／−級のリン添加高強度鋼板の製造
方法に関するもので、非時効に必須となる過時効中の固
溶Ｃの低減を、特にリンを含有する銅板ではセメンタイ
トの析出がリンによって阻害されやすい観点に立ち再結
晶焼鈍後ある温度（Ｔ）まで急冷し、続いてその温度で
１０〜６０秒間保定し、結晶粒内に存在するＭｎＳ上に
セメンタイトを核生成させその後再加熱とそれに続く徐
冷の過程（過時効処理）でセメンタイトを成長させるこ
とにより達成している。

しかし、本発明者らが詳細に検討した結果、ｉ）セメン
タイトを結晶粒内に核生成させるために急冷終点温度（
Ｔ）で保定する効果はあるもののその効果は１０秒未満
の保定で充分であり、また１ｉ）１０秒以上の保定は工
業的には長すぎるため実際の連続焼鈍ラインには容易に
適用し難（、設備が大型になる、ということが判明した
。また、上記公開公報の実施例において使用している鋼
は、実際にはＭｎを０．１３〜０．３３％、Ｍを０．０
３３〜０．０４６％含有している。しかし、本発明者ら
の検討結果によれば、上記Ｍｎ、　Ｎ量の範囲において
は、製品は硬質気味となり、また深絞り性の指標である
Ｆ値も低いことが判明した。特公昭６０−４６１６５号
公報記載の発明も、連続焼鈍における冷却方法と過時効
条件を制御することによりＢＨ性を付与しつつ耐歪時効
性を有する３５〜４５ｋｇｆ／−級の高強度冷延鋼板の
製造方法に係わるものである。しかし、本発明者らが詳
細に検討した結果、上記発明は次の２つの基本的な問題
を有する。すなわち、ｉ）上記発明に従って製造される
鋼板はＣを０．０４５〜０．１５０％含有するため強度
のわりには、降伏強度が高く、伸びが低く、また７値も
低い。したがって、プレス成形性に劣る。１ｉ）一方、
プレス成形性が本発明が対象とするような更に優れたレ
ベルの鋼板においては、ｃｌを０．０２％以下まで低減
する必要がある。しかし、このような低Ｃの領域におい
ては、上記公報に記載されているような過時効処理（過
冷却と再加熱処理がない過時効）では、必要な過時効時
間が長くかかり過ぎ現実的でなくなり、到底耐歪時効特
性を付与し得ない。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、従来技術のこのような欠点を克服し低炭素Ｍ
キルド鋼を素材にして、高焼付硬化能を有しつつ、非時
効で、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板を製造する
方法を提供することを目的とするものである。即ち、本
発明により、３５〜４０ｋｇｆ／ｍｊ級の強度を保ちつ
つ焼付硬化性として３　ｋｇｆ／■ｉ以上を有し、耐歪
時効性として、スキンバス後１００℃Ｘ１時間の人工時
効をしても降伏点伸びが０．２％以下となる高強度冷延
鋼板が得られる。また、プレス成形性として、降伏点強
度ＹＰが２２ｋｇｆ／−以下、伸びＪが４０％以上、ｖ
値が１．６以上のプレス加工用高強度冷延鋼板が得られ
る。このような、従来にない優れた特性の高強度冷延鋼
板の製造が、本発明によれば連続焼鈍によって可能とな
る。

〔課題を解決するための手段〕

本発明の要旨とするところは、重量％でＣ：０．０１〜
０．０２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ　：　０．０３
〜０．１３％、Ｐ　：　０．０２５〜０．１０％、Ｓ　
：　０．０１５％以下、Ａ７　：　０．０４〜０，１０
％、Ｎ　：　０．００２５％以下、残部は不可避不純物
以外ばＦｅから成る低炭素Ｍキルド鋼スラブを、次式を
満たす温度（ＳＴ）９５０℃≦ＳＴ≦７　Ｍｎ量　Ｓ　
＋　１０５０℃に均熱して、仕上げ温度がＡｒ３温度以
上で熱間圧延し、６３０　”Ｃ以上で巻き取り、続いて
冷延・連続焼鈍を行うにあたり、焼鈍・均熱を７５０〜
８８０℃、３０秒〜２分とし、その後６５０　’Ｃ以上
の温度から、５０℃／　ｓ以上の冷却速度で２００〜３
００℃の範囲の温度（Ｔｔ）まで象、冷し、Ｔ。

で０〜１０秒間保定したのち、ひき続き３００〜３７０
℃の間の温度（Ｔ８）まで１０″Ｃ／　ｓ以上で再加熱
し、次いで２５０〜３００℃の間の温度（’ｒ、　）ま
で冷却することにより、３０秒以上の過時効処理を行う
ことを特徴とする連続焼鈍による非時効・高焼付硬化・
プレス加工用高強度冷延鋼板の製造方法にある。

以下、本発明の詳細な説明する。

連続焼鈍のように、短時間の焼鈍においても製品板の加
工性と耐歪時効性を確保するためには、新知見に立脚し
た以下の基本的な考え方に従う必要がある。即ち、優れ
た加工性は、ｉ）充分な粒成長と、ｉｉ）深絞り性に好
ましいｔｉｌｌ）再結晶集合組織の形成によって達成さ
れ、そのためには、Ｐが０．０２５〜０．１０％添加さ
れた鋼の場合には、最適な（Ｃ，Ｍｎ）　、　　（Ａｊ
、　Ｎ）量の組み合わせと、熱延の低温加熱が必須とな
る。一方、Ｂ）（性を付与しつつ耐歪時効性を達成する
ためには、比較的短時間の過時効処理の後に固溶Ｃを２
〜６ｐｐ＋ａの狭い範囲に制御することが必須であり、
これは、セメンタイトの結晶粒内での核生成・成長の速
度論に立脚した最適なヒートサイクルによって達成がは
じめて可能となる。

本発明について、さらに詳細に説明する。

化学成分を限定する理由は次の通りである。

Ｃは、ｏ、ｏｉ％以上、０．０２％以下でなければなら
ない。Ｃが０．０２％超となると、製品が硬質化し、ま
たｆ値も劣化する。これは、Ｃが０．０２％超の鋼では
、ｉ）セメンタイトの体積分率が高くなり硬質化し、ま
たｆ値も劣化する。ｉｉ）さらに、Ｃが０．０２％超と
なると、たとえＭｎ量が０．１３％以下となっても、深
絞り性を阻害するＭｎ−Ｃ複合体が多量に焼鈍中に存在
するため、（ＩＩＮ集合組織が発達せず、細粒となるた
めｆ値も劣化し、硬質化する。一方、０．０１％未満の
Ｃは、耐歪時効性を劣化させるので好ましくない。

Ｓｉは、鋼板の強度を向上させるが、反面表面性状を劣
化させることから、外装パネル用には、その上限値を０
．５％とする。

Ｍｎは、熱間脆化対策きして０．０３％を下限とする。

また、０．１３％超となると、たとえＣが０．０２％以
下であってもＭｎ−Ｃ複合体の濃度が高くなり、ｆ値が
劣化し、また硬質化する。さらに、０．１３％以下の低
Ｍｎの場合には、過時効時に粒内のセメンタイトの核と
して重要なＭｎＳの数が０．１３％超の材料と比較し、
著しく増加するので、低Ｍｎ化は過時効時に結晶粒内の
セメンタイトの核生成を促進するので非時効化にもきわ
めて有利である。

Ｐは、３５〜４０ｋｇｆ／−の強度を確保するために、
０．０２５〜０．１０％が必須である。０．０２５％未
満のＰ量では、本発明鋼のように他の元素が少量にコン
トロールされた高純度鋼では、強度を３５ｋｇｆ／−縁
板上に保つことが困難となる。また、ｏ、ｉｏ％超のＰ
ｌとなると、強度が４０ｋｇｆ／−をかなり超え、かつ
溶接性や二次加工性、表面処理性も劣化するので好まし
くない。

Ｓは、低Ｍｎ鋼の熱間脆化対策を防止する点から上限を
０．０１５％とする。

Ｍ量、Ｍ量のバランスも加工性の確保の点からきわめて
重要である。すなわち１．ｌＶＮは粒成長性を阻害する
ので、全Ｎ量を減らすことにより析出するｊｌｌＪＮの
量を少なくするか、冷延前にできるだけ粗大化し無害化
しておくことが好ましい。Ｎｌが０．００２５％超では
、７ＶＮの量が多くなり過ぎ、焼鈍板の結晶粒径が細か
くなり硬質化する。また、Ｍ量が０．０４％未満では、
冷延前にＡＺＮを充分析出させ固定・無害化することが
困難となり硬質化を来す、一方、ｕｌがＯ，ｌ　０％を
超えると、熱延加熱時にＡＺＮは充分析出粗大化するが
、コスト上昇を招く。

以上の化学成分範囲に調整された溶鋼をスラブとなし、
熱間圧延−巻き取り一冷間圧延一連続焼鈍−調質圧延の
工程を経て製品となす。熱間圧延条件は、本発明におい
てきわめて重要である。まず、スラブを次式で定めた温
度（ＳＴ）に均熱したのち熱間圧延する。

９５０℃≦ＳＴ≦７　Ｍｎ／　Ｓ　＋　１０５０℃（１
）圧延仕上げ温度はＡｒ３点以上とし、熱延板の巻き取
りは６３０℃以上とする。

スラブ加熱温度を上記のように限定する理由は以下の通
りである。本発明鋼は、高強度冷延鋼板の加工性（低Ｙ
Ｐ、高７値）を向上させる目的で従来鋼と比較して、低
Ｍｎの鋼となっている。このような場合に問題となるの
が、熱延板端部に発生する耳割れである。本発明者らが
詳細に検討した結果、上記（１）式で示される低温のス
ラブ加熱が耳割れ防止にきわめて有効であることがはじ
めて判明した。したがって、スラブ加熱温度の上限は、
（１）式で示されている如くに制御する必要があり、そ
れを超えると耳割れが発生する。一方、下限は熱間圧延
ミルに依存するが、仕上げ温度をＡｒｓ点以上に確保で
きる最低の温度であり、本発明では９５０　’Ｃとする
。耳割れ発生限界が（１）式のように決定された理由は
次のように考える。すなわち、高温加熱するとＭｎＳの
溶解度積が小さくなるためＭｎはＳを充分固定すること
が不可能となり、その結果Ｍｎによって固定されないＳ
がオーステナイト粒界に偏析し、局所的にＳ濃度が著し
く高くなり、Ｆｅ　（Ｓが多量に固溶した溶鋼）→ ７Ｆｅ＋Ｆｅ５（Ｓ）　　（２） なる共晶反応が９８８℃で生じ、その温度より高温では
γ粒界に液膜が形成され液膜脆化に基づく欠陥が生じる
。

また、（１）式で示されるような低温スラブ加熱ならば
、本発明鋼のような高Ｍを含有する鋼の場合には、ＡＺ
Ｎが低温加熱中にＭｎＳを核にして析出するという新知
見も得た。そして、このような複合析出物は、従来から
考えられている単独に析出するＩＶＮより充分サイズが
大きいため、焼鈍時に粒成長を阻害しない。したがって
、焼鈍板の加工性を向上させる効果も同時に有する。

巻き取り温度は、６３０℃未満となると、ｉ）熱延板で
のＡＺＮ析出・粗大化が不十分となり、かつ、ｉｊ）熱
延板でのセメンタイトが微細分散するので、焼鈍板の１
値が低下し、さらに硬質化もする。したがって、巻き取
り温度は、６３０℃以上でなければならない。

連続焼鈍の条件は、このような新しい成分系の鋼板に、
プレス成形性を具備しつつＢＨ性を付与し、かつ耐歪時
効性とするために、きわめて重要となる。連続焼鈍の焼
鈍・均熱条件は、７５０〜８８０℃１３０秒〜２分であ
る。上記条件より低温すぎたり短時間すぎたりすると充
分鋼板が焼鈍されないので、加工性が劣化する。一方、
８８０℃超の高温焼鈍は、焼鈍中にオーステナイト分率
が高くなりすぎ？値が劣化し、また工業的にも通板性や
コストの面で問題となるので好ましくない。

また、均熱時間が２分超となると通板速度が著しく低下
し、生産性がきわめて悪くなる問題が生じる。また、上
記焼鈍から５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷を開始する
温度は、過飽和の固溶Ｃを確保するために６５０℃以上
が必要となる。なぜならば、６５０℃未満の温度から象
、冷を開始しても過飽和固溶Ｃが確保できず耐歪時効性
に劣るからである。冷却速度が５０℃／Ｓ以上必要とな
る理由も同様である。これらの条件により、Ｃの過飽和
度が充分維持され結晶粒内に充分の密度のセメンタイト
が析出し得る。

急冷の終点温度およびその温度での保定は、粒内セメン
タイトの密度、そして結果的には固溶Ｃ量を決定する重
要な因子であり、本発明の特徴でもあるので検討結果を
用いて詳細に説明する。

第１表に示す本発明の標準的試料を用いて、耐歪時効性
とＢＨ性におよぼす急冷終点温度での保定時間の影響を
調査した。標準的な連続焼鈍ヒートサイクルと得られた
特性値を第１図に示す。

耐歪時効性は、１．５％調質圧延した材料を１００”Ｃ
Ｘ　６０分の人工歪時効に供したのち引張試験を実施し
て降伏点伸びで評価した。そして、降伏点伸びが０．２
％以下であれば耐歪時効性が確保されることが軟質冷延
綱板において良く知られている。

このことは、３５〜４０ｋｇｆ／−高強度冷延鋼板にお
いても同様であることを別途明らかにしている。

さて、第１図から明らかなように、耐歪時効性を確保し
、ＢＨ性を付与するためには、勺、冷終点温度（ＴＥ）
での保定の効果は著しいが、保定時間（ｔえ）が０〜１
０秒あれば充分である。このような保定の効果は、結晶
粒内にセメンタイトを核生成させる役割を有する。また
、この効果は、数秒の保定で飽和し、それ以上保定して
もそれほど効果的でない。また工業的にも、１０秒超の
保定をとることは炉の設備が大きくなり設備費が増大し
たり、またラインスピードが低下して生産性が劣るので
好ましくない。したがって、保定時間は０〜１０秒とす
る。

保定後、鋼板は再加熱されるが、再加熱速度が１０　’
Ｃ／　ｓ未満では、炉の設備が大きくなり過ぎ、工業的
には成立し難い。

次に再加熱温度（Ｔつ）であるが、Ｔ、Ｉが３００℃未
満であれば、折角結晶粒内にセメンタイトの核が形成さ
れても、Ｃの拡散が充分でないためセメンタイトが成長
できない。また、３７０℃超になるとＣの拡散は充分速
（なりセメンタイトは成長できるが、再加熱温度幅が大
きくなり過ぎ、製造コスト、設備コストが増大する欠点
を有する。

したがって、上限を３７０℃とする。

次いで、過時効の終点温度（Ｔｒ）であるが、Ｔ、が２
５０℃未満となると過時効時間が短い場合には、残存固
溶Ｃが多くなり過ぎ耐歪時効性でなくなる。一方、過時
効時間が充分長い場合には、固？ＶＣが減少しすぎて、
ＢＨ性が付与できなくなる。また、ＴＦが３００℃超と
なると残存固溶Ｃが多過ぎ、耐歪時効性でなくなる。ま
た、過時効時間が３０秒未満では、本発明のような小規
模の過冷却と再加熱、さらに傾斜過時効の技術をもって
しても耐歪時効性が得られない。

〔実施例１〕 第２表に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、連
続鋳造にてスラブとした後、１１５０〜１１００℃に加
熱し、仕上げ温度が８８０〜９２０℃１板厚が４．０　
ｍｍとなるように熱延を行い、続いてランアウトテーブ
ル上での平均冷却速度が２０’Ｃ／　ｓとなる冷却を行
い、その後７００〜７２０℃で巻き取った。酸洗後０．
８　ｍｍまで冷延を行い、続いて実験室的に連続焼鈍を
実施した。

連続焼鈍条件は、焼鈍温度：８００℃、均熱：５０ｓ、
最初の徐冷速度ニア００℃まで７℃／ｓ、急冷速度＝１
５０〜３００℃まで１００℃／Ｓ、適冷条件＝１５０〜
３００″Ｃで４秒保定、再加熱速度；８０℃／　ｓ、傾
斜条件＝（再加熱温度（ＴＩ）＝３５０℃１傾斜終了温
度（Ｔｒ）＝２７０℃、時間＝１５０秒直線的な傾斜）
、ＴＦからは水冷、とした。その後１％のＵＲ質圧延を
加えて、試験に供した。

引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１．　５号試験片を用
い、同Ｚ　２２４１記載の方法に従って行った。１値は
、１５％引張ひすみで求めた面内平均である。時効性に
関しては、まず１００℃Ｘ６０分の人工時効後のｖｐ−
ａを測定した。ＢＨ性は、２％の引張子ひずみ後、１７
０″ＣＸ２０分の塗装焼付相当の熱処理を加え再引張試
験をし、熱処理後の降伏点強度から熱処理前の変形応力
を引いた値である。

試験結果を第２表に示す。本発明鋼は、鋼Ｂ。

Ｅ、Ｈ，Ｉであり、耐歪時効で高い焼付硬化能を有しプ
レス成形性に優れた３５〜４０ｋｇｆ／−の高強度冷延
鋼板である。一方、鋼Ａ、には、ｃｌが低すぎるため本
発明のような過時効処理をもってしても耐歪時効性に劣
る。さらにｔＭＫはＡｌｌが低すぎＮｌが多すぎるため
、ｆ値が劣り、またＮ時効も生じる。鋼Ｃ，Ｊは、Ｍｎ
１ｆｉが高すぎるため、ｆ値が低く、かつＹＰが高い。

さらに、綱Ｊは鋼によりＣｉが高いためＦ（Ｉｉ！かさ
らに劣化している。

＠Ｄは、Ａｌｌが低いため、若干Ｙ値に劣る。綱Ｆは、
Ｃ量が高すぎるため、硬質化している。！１ｉ４Ｇは、
Ｎｌが多すぎるため、硬質化しかつ？値も劣る。

〔実施例２〕 第３表に示す化学組成を有する鋼を転炉にて出鋼し、連
続鋳造にてスラブとした後、１０６０℃に加熱し仕上げ
温度が８９５℃１板厚が４．０　Ｉｉｎとなる熱延を行
い、続いてランアウトテーブル上で平均冷却速度が２０
″Ｃ／　ｓの冷却を行い、その後７００℃で巻き取った
。酸洗後０．７Ｍまで冷却を行い、続いて実験室的に第
２図に示す連続焼鈍を実施した。その後、１％の調質圧
延を加えて、試験に供した。

引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１．　５号試験片を用
い、同Ｚ　２２４１記載の方法に従って行った。本実施
例においては、特に冷却速度（βｌ）と冷却終点温度（
’ｒ、　）が、耐歪時効特性とＢ　Ｈ性におよぼす影響
について示す。ここで、耐歪時効特性に関しては、調質
圧延材に１００℃Ｘ６０分の人工促進時効を施してから
ＹＰ−Ｅ／を測定することにより評価した。一方、ＢＨ
性の評価方法は、実施例１と同様であり、２％の引張子
ひずみ後、１７０℃Ｘ２０分塗装焼付相当の熱処理を加
えて再び引張試験をし、熱処理後の降伏点強度から熱処
理前の変形応力を引いた値である。試験結果を第３図、
第４図に示す。第３図から明らかなように、過時効時間
を工業的に問題の生じない１５０秒に限定すると、終点
温度が２５０℃の場合には、耐歪時効特性（ＹＰ−４Ｊ
≦０．２％）を達成するためには、βが５０″Ｃ／ｓ以
上の急冷となる必要がある。さらに、β、が５０℃／　
ｓ以上でもＢＨは３ｋｇｆ／ｍシ以上付与される。次に
、Ｔ、の影響を第４図に示す。

これは、β、が１００℃／ｓの場合である。第４図から
明らかなように、ｙｐ−ａ≦０．２％でかつＢＨ≧３ｋ
ｇｆ／１シを満足するためには、Ｔ、は２００℃以上か
つ３００　’Ｃ以下とする必要がある。また、Ｔ１が２
００℃未満となると、粒内の炭化物数が多くなりすぎ、
降伏強度も２２ｋｇｆ／−以上となり硬質化する。一方
、Ｔ、が３００℃超となると、非時効でな（なる。

〔実施例３〕 真空溶解した重量％で、Ｃ：　０．０１６％、Ｓｉ：０
．０１％、Ｍｎ：　０．０２〜０．２５％、Ｐ　：　０
．０７％、Ｓ　：　０．００７％、／Ｖ：Ｑ。０６６％
、Ｎ　：　０．００２％の成分からなるＭｎ／Ｓが３〜
３６の範囲で変化したリン添加低酸素Ｍキルド相当鋼を
、１０５０〜１２５０℃の範囲で１時間均熱したのち、
熱間圧延を行い、室温まで空冷した。仕上げ温度は９１
０℃以上であり、最終板厚は４゜Ｏｍｍである。熱延板
の端部に発生した耳割れ状況を詳細に調査した。第５図
には、耳割れが熱延加熱温度、Ｍｎ／Ｓ比によっていか
に影響されるかを示す。図から明らかなように、熱延加
熱温度（ＳＴ）が、 ＳＴ≦７Ｍｎ／Ｓ＋　１０５０℃ を満たせば、Ｍｎが低下しても耳割れを回避できる。

〔発明の効果〕

本発明によれば、製鋼に負担をかけず経済的に非時効・
高焼付硬化能を有するプレス加工用の高強度冷延鋼板を
連続焼鈍を用いて製造することができる。その結果、連
続焼鈍の長所、たとえば材質の均一性、高生産性、省力
・省エネルギー、短納期などを享受でき、経済的効果は
極めて大きい。

また、本発明における連続焼鈍は、冷延鋼板のみならず
、溶融ＺｎメツキやＮメツキなど種々の表面処理鋼板を
製造するプロセスにもその効果が発揮されるものである
。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は、急冷終点温度における保定の影吉をし
らべるために用いた連続焼鈍サイクルであり、同図働）
は、そのＢＨおよびｙｐ−ａにおよぼす効果を示す図で
ある。第２図は、冷却速度（β１）および急冷終点温度
（Ｔ　ｔ　）の影響をしらべるために用いた連続焼鈍サ
イクルであり、第３図、第４図は各々β１およびＴＥの
ＢＨおよびＹＰ−Ｅ／におよぼす効果を示す図である。 第５図は、熱延板の耳割れ発生状況とＭｎ／Ｓ比および
熱延加熱温度との関係を示す図である。 第１図 （Ｑ） （ｂ） 侭定時間 ＜ＬＥ’） （Ｓｅｃ＞ 第４図 Ｅ ℃ 第２図 ＢＩ！ｒ間 β。 ’ｃ／ｓｅｃ Ｍ／Ｌ／δ 比

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％でＣ：０．０１〜０．０２％、Ｓｉ：０．５％以
   下、Ｍｎ：０．０３〜０．１３％、Ｐ：０．０２５〜０
   ．１０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０４〜０．
   １０％、Ｎ：０．００２５％以下、残部は不可避不純物
   以外はＦｅから成る低炭素Ａｌキルド鋼スラブを、次式
   を満たす温度（ＳＴ） ９５０℃≦ＳＴ≦７Ｍｎ／Ｓ＋１０５０℃ に均熱して、仕上げ温度がＡｒ＿３温度以上で熱間圧延
   し、６３０℃以上で巻き取り、続いて冷延・連続焼鈍を
   行うにあたり、焼鈍・均熱を７５０〜８８０℃、３０秒
   〜２分とし、その後６５０℃以上の温度から、５０℃／
   ｓ以上の冷却速度で２００〜３００℃の範囲の温度（Ｔ
   ＿Ｅ）まで急冷し、Ｔ＿Ｅで０〜１０秒間保定したのち
   、ひき続き３００〜３７０℃の間の温度（Ｔ＿Ｒ）まで
   １０℃／ｓ以上で再加熱し、次いで２５０〜３００℃の
   間の温度（Ｔ＿Ｆ）まで冷却することにより、３０秒以
   上の過時効処理を行うことを特徴とする連続焼鈍による
   非時効・高焼付硬化・プレス加工用高強度冷延鋼板の製
   造方法。