JPH04128319A - 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH04128319A JPH04128319A JP24834290A JP24834290A JPH04128319A JP H04128319 A JPH04128319 A JP H04128319A JP 24834290 A JP24834290 A JP 24834290A JP 24834290 A JP24834290 A JP 24834290A JP H04128319 A JPH04128319 A JP H04128319A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- yield ratio
- steel sheet
- cooling
- low
- strength
- 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.)
- Pending
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims abstract description 21
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 12
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 40
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 31
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 20
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 16
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 8
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 18
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 13
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 5
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 abstract description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 abstract 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 22
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 11
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 7
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 6
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 6
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 3
- 230000008602 contraction Effects 0.000 description 2
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- CUZMQPZYCDIHQL-VCTVXEGHSA-L calcium;(2s)-1-[(2s)-3-[(2r)-2-(cyclohexanecarbonylamino)propanoyl]sulfanyl-2-methylpropanoyl]pyrrolidine-2-carboxylate Chemical compound [Ca+2].N([C@H](C)C(=O)SC[C@@H](C)C(=O)N1[C@@H](CCC1)C([O-])=O)C(=O)C1CCCCC1.N([C@H](C)C(=O)SC[C@@H](C)C(=O)N1[C@@H](CCC1)C([O-])=O)C(=O)C1CCCCC1 CUZMQPZYCDIHQL-VCTVXEGHSA-L 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 230000008094 contradictory effect Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000007710 freezing Methods 0.000 description 1
- 230000008014 freezing Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 238000010422 painting Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
(産業上の利用分野)
本発明は高強度冷延鋼板の製造方法に係り、特に、軟質
なフェライトとマルテンサイトを主体とした組織からな
り、低降伏比で伸びが優れ、焼付硬化性の高い引張強さ
60 kgf/■■2以上を有する高強度冷延鋼板の製
造方法に関する。 (従来の技術) 自動車車体の軽量化による燃費向上及び衝突時の安全性
向上のため、自動車部材の高強度化が推進されている。 特にバンパー ドアガードバ−等の補強部材には、従来
、引張強さ60〜100kgf/l+*”級の鋼板が使
用されていたが、近年、更に高強度化が試みられている
。 これら部材には、鋼板の母材強度のほか、構造物として
所定の強度と剛性T必要であるため、通常、プレスによ
って所要の形状に加工されるパンパー ドアガードバ−
等は長尺物であることから厳しい寸法精度が必要である
と共に、衝突時などに高い変形抵抗を有することが要求
されている。 まず、寸法精度を高めるためには、絞り、曲げ加工時の
プレス圧力を高めて製法(決め押し)を行うなどの手法
が採られているが、超高強度冷延鋼板の場合には、大型
のプレス設備が必要となる等の問題がある。このため、
低いプレス圧力で寸法精度が確保できる低降伏比の鋼板
が強く求められている。 一方、衝突時の変形抵抗を高めるためには、逆に降伏比
を高くする必要があり、このように相反する要求特性を
同時に満足させなければならない。 このために、低降伏比で、かつ、塗装後の焼付工程で降
伏点が大きく上昇する、いわゆる焼付硬化性の高い高強
度冷延鋼板が強く求められている。 また、これらの部材には、自動車への取付が容易である
ようにスポット溶接性及び塗装性等も要求される。 (発明が解決しようとする課題) 従来より、引張強さが60kgf/−履2を超える高強
度冷延鋼板は連続焼鈍によって製造されている。 か)る技術で製造される代表的鋼種であるフェライト・
マルテンサイト組織は、−船釣にα十γの2相域加熱後
、Ms点以下に急冷して製造されている。 例えば、特開昭53−32016号には、α十γの2相
域から水焼入れして、その後150〜400℃で過時効
処理する高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。 しかし、この方法によると過時効処理でマルテンサイト
が焼戻されるために降伏比が高くなる問題がある。 また、特開昭56−87626号には、加熱後、2段の
冷却速度によって200℃以下まで冷却し、過時効処理
を行わない高強度冷延鋼板の製造方法が示されている。 この方法は40〜50 kgf/am2級の鋼板を対象
とし、その組織はベイナイトを主体とするか或いはベイ
ナイトを多量に含む鋼板である。このことは、フェライ
ト中の固溶C量を低くするために2次冷却開始温度Tを
ベイナイト生成温度域まで低下し、かつ低温変態生成物
を得るための2次冷却速度が100℃/秒以上300℃
/秒以下と比較的遅いことからも明確である。したがっ
て、このようにベイナイトを含む低温変態生成物によっ
て60 kgf/m+++”以上の引張強さを有する冷
延鋼板を得ようとした場合、低温変態生成物の強化能が
小さいため、その体積率を増す必要がある。このため、
降伏比は著しく高くなり、伸び、焼付硬化性も小さくな
るという問題がある。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、軟質なフェ
ライトと硬質なマルテンサイトを主体とした組織からな
る低降伏比で伸びが優れ、かつ焼付硬化性の高い引張強
さ60 kgf/am2以上を有する高強度冷延鋼板の
製造方法を提供することを目的とするものである。 (課題を解決するための手段) 前記課題を解決するため1本発明者らは、化学成分並び
に製造工程及び条件の各面から総合的に鋭意研究を重ね
た結果、ここに本発明を完成したのである。 すなわち、本発明は、C:0.10〜0.25%及びM
n: 1 、0〜3.0%を含み、必要に応じて更にS
i:0.2〜2.0%、P:0.02〜0.15%、M
o:0.1〜1.0%及びCr:0.1〜1.0%のい
ずれか1種類以上を含み、残部が鉄及び不可避的純物か
らなる鋼を通常の方法で熱間圧延し、600℃以下で巻
取り、酸洗後、30%以上の冷間圧延をして連続焼鈍す
るに際し、その加熱温度をAc、意思上、900℃以下
で加熱後、強制空冷により次式 %式% で示す温度(TQ)まで冷却し、その後300℃/秒超
えの冷却速度で150℃以下まで急冷し、過時効処理し
ないことを特徴とする低降伏比高強度冷延鋼板の製造方
法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 (作用) 本発明は上述の如く所定の化学成分を有する鋼に熱間圧
延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍を施すが。 最も特徴とする点は次のとおりである。 本発明の方法によれば、連続焼鈍に際してα+γ域加熱
加熱ガスジェットにより徐冷することで、オーステナイ
ト体積が収縮するためにそのC濃度を極めて高めること
ができ、その後、Mneqをパラメータとする式で決め
られる所定の温度(TQ)から300℃/秒超えの速度
で冷却することにより、C濃度の高いマルテンサイトと
軟質なフェライト相の複合組織鋼板を得られる。 この水焼入ままの鋼板は、第2図に示すように焼戻しを
行った他の鋼板に比較して、降伏比が低く、かつ高い焼
付硬化性を有するのみならず、引張強さが高く、伸びも
優れていることがわかる。 しかし、上記製造方法において、TQがMneqをパラ
メータとする式で決められた所定の温度よりも低い場合
は、低温変態生成物にベイナイトが多く含まれるように
なり降伏比が高くなる。また、TQからの冷却速度が3
00℃/秒よりも遅い場合にもベイナイトが多くなり降
伏比が高くなる。 本発明で得られる冷延鋼板がこのように低降伏比で伸び
及び焼付硬化性が高い理由については明確ではないが、
急冷ままにも拘らず降伏点伸びが認められないことから
次のように考えられる。 すなわち、連続焼鈍での熱処理において、α+γの2相
域に加熱後、所定の温度TQまで徐冷することにより、
オーステナイト中へのC濃度が非常に高くなる。これに
よって、マルテンサイト変態時の体積膨張が大きくなり
、その周囲の可動転位が非常に多くなるため、急冷まま
で固溶C量が多いにも拘らず降伏点伸びも現われずに低
降伏比となり、かつ伸び及び焼付硬化性が高い。 次に、本発明における鋼の化学成分並びに製造条件の限
定理由を説明する。 まず、化学成分の限定理由は以下のとおりである。 C: Cは鋼板の強度確保のために極めて重要な元素であるが
、C量が0.10%よりも少ないときは60 kgf/
mm2以上の引張強さを得ることができない。また、0
.25%を超えて過多に添加するとスポット溶接部の剥
離強度が低下する等の問題が生じる。したがって、C量
は0.10〜0.25%の範囲とする。 Mn: Mnはマルテンサイトを得るために必要で、その添加量
が1.0%よりも少ないときは、鋼板において所要の高
強度を得ることができない。また3、0%を超えて過多
に添加すると、フェライトの生成が遅れ、オーステナイ
ト相が安定となり、連続焼鈍における2相域からの冷却
過程でオーステナイト体積率の減少が不十分となり、低
降伏比に有効な硬いマルテンサイトが得られない。した
がって、Mn量は1.0〜3.0%の範囲とする。 以上のC,Mnを必須成分とするが、必要に応じてSi
、P、Mo、Crのいずれか1種以上を適量にて点かす
ることができる。 Si: Siは鋼板の伸びを高めると共に、2相域がらの冷却過
程でフェライトの生成を促進し、その固溶炭素量を低減
し、オーステナイト中へ炭素を濃化するため、硬いマル
テンサイトが得られ、低降伏化に有効である。このため
には、0.2%以上の添加が必要である。しかし、2.
0%を超えて過多に添加すると、その効果が飽和するの
みでなく、化成処理性が低下する。したがって、Si量
は0.2〜2.0%の範囲とする。 P: PはSiと同様の効果を有するもので、0.02%より
も少ないときは、その効果が得られない。 また0、15%を超えて過多に添加するとスポット溶接
部の強度が低下する。したがって、P量は0.02〜0
.15%の範囲とする。 MO= Moは連続焼鈍において2相域からの冷却過程でベイナ
イトの生成を抑止し、マルテンサイトの量を増すために
有効な元素であるが、その添加量が0.1%よりも少な
いときは、十分なマルテンサイト組織が得られない。ま
た、1.0%を超えた場合にはコストが高くなると共に
、鋼の熱間変形抵抗を高めて圧延性が低下する。したが
って、Mo量は1.0〜1.0%の範囲とする9Cr: CrはMnと同様の効果を有すると共にフェライトを軟
質にし、低降伏比に有効な元素である。しかし、0.1
%よりも少ないときは低降伏比が得られず、また1、0
%を超えるとその効果が飽和すると共にコストも高くな
る。したがって、Cr量は0.1〜1.0%の範囲とす
る。 次に本発明の製造力について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、以下に示す所定の条件のも
とで、熱間圧延した後、酸洗、冷間圧延し、引続いて連
続焼鈍し、過時効処理することなく、フェライト・マル
テンサイト組織とすることにより低降伏比高強度冷延鋼
板を製造するものである。 まず、熱間圧延は600℃以下で巻取る必要がある。熱
延圧延において巻取温度は、低降伏比を得るために必要
な硬くて均一微細なマルテンサイトを得るために重要な
因子である。すなわち、巻取温度を600℃以下として
微細な炭化物とすることにより、連続焼鈍において、2
相域加熱時に。 短時間で炭化物を再溶解できるため、微細なオーステナ
イト粒径が得られる。このため、引続き行う冷却過程で
オーステナイトの体積収縮を促進でき、炭素濃度の高い
マルテンサイトとし、低降伏比の鋼板が得られる。しか
し、巻取温度が600℃よりも高い場合は炭化物も粗大
となり、したがって、マルテンサイトも粗大で、かつそ
の炭素濃度が低いため、低降伏比が得られない。 次に、か)る熱間圧延後、常法に従って酸洗す、るが、
続く冷間圧延では30%以上の冷間圧延が必要である。 これは、連続焼鈍で延性の高いポリゴナルフェライトを
得るためである。 その後、引続き連続焼鈍を行うに際して、Ac。 意思上、900℃以下に加熱し、強制空冷により次式 %式% で示される温度(TQ)まで冷却し、以後300℃/秒
超えの冷却速度で150℃以下まで急冷するが、過時効
処理は行わない。 連続焼鈍で加熱温度をA c 1点以上とするのは、炭
化物を再溶解し、オーステナイトを得るためである。し
かし、900℃を超えるとオーステナイト単相となるた
めに、その後の冷却によって生成したマルテンサイト中
の炭素濃度が低くなり、低降伏比が得られない。マルテ
ンサイト中の炭素濃度をより高めるためには850℃以
下が好ましい。 加熱後、引続き強制空冷により温度TQまで冷却する必
要がある9強制空冷での冷却速度は、通常5〜30’C
/秒程度でよく、加熱後にこの冷却が必要となるのは、
その冷却過程において、ポリゴナルフェライトの体積率
を高めることにより、オーステナイトの体積収縮を図り
、その炭素濃度を高めるためである。 この強制空冷の終了温度、(すなわち、300℃/秒超
えの急速冷却の開始温度)をTQとし、このTQは上式
で示される範囲とする。TQが800−100 XMn
eqよりも高い場合には、オーステナイトの体積収縮が
不十分でマルテンサイトの炭素濃度が低いのみならず、
フェライト中の固溶炭素が多くなり、低降伏比が得られ
ない。また、TQが500−100XMneqよりも低
い場合には、オーステナイトがベイナイト変態し、所定
の強度が得られなく、かつ降伏比も高くなる。 なお、Mneqは次式にて定義されるものである。 Mneq= Mo量 1.52 X Mo量 1.10
X Cr+0.10X Si+2.IX P 急冷開始温度(TQ)以後の冷却速度を300℃/秒超
えとするのは、低温変態生成物を強化能の高いマルテン
サイトとし、低降伏比とするために必要で、それよりも
遅い冷却速度ではベイナイトが多く含まれるために所定
の降伏比が得られない。 また、急冷による冷却終了温度は150℃以下とする必
要があり、それよ℃−も高い場合には低温変態生成物が
ベイナイト主体になる。また固溶炭素が少なくなり、焼
付硬化性が小さくなる。 本発明によれば、上述の如く過時効処理を行わない方法
によって、低降伏比で伸びが優れ、焼付硬化性の高い高
強度冷延鋼板が得られるが、その効果は以下のとおりで
ある。 第1図の実線部で示した本発明法の場合(過時効処理を
しない場合)、及び引続き点線で示す過時効処理をした
場合のE鋼(第1表参照)の機械的性質の変化を第2図
に示す。 第2図より、過時効処理を行わない場合(0℃の場合)
に比較し、過時効処理を行った場合には、降伏強度が増
加すると共に、引張強さが低下するため、降伏比が著し
く高くなることがわかる。過時効処理によってこのよう
な変化が生じることは、マルテンサイトが焼戻されるこ
とと、焼入によってマルテンサイトの周辺に生成した可
動転位上に固溶炭素が固着、又は炭化物が析出し、その
数が減少したためと考えられる。 一方、過時効処理を行わない場合は、降伏比が極めて低
くなることに加えて、強度−伸びバランスを低下するこ
となく引張強さが増し、高い焼付硬化性が得られる。す
なわち、より低成分で高強度が得られるため、圧延性や
スポット溶接性が良くなるメリットがある。また焼付硬
化性が高いため、製品の降伏強度は十分に高くなり、所
要の変形抵抗を有することができる。 上述のように、急冷まま、すなわち過時効処理を行わな
いことによって、始めて、低降伏比で伸びが優れ、かつ
焼付硬化性の高い超高強度冷延鋼板が製造できることが
わかる。 以下に本発明の実施例を示す。 (実施例) 第1表に示す化学成分を有する鋼を実験室的に溶製し、
皮削り及び鍛造して20皇鳳厚のスラブを得た。このス
ラブを1200℃に加熱し、仕上温度900℃にて3.
2mm厚に熱間圧延してコイル巻取すした。巻取温度を
第2表に示す。 酸洗後、63%圧下の冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍
を行った。 連続焼鈍の熱処理のシミュレートはソルトバスを用いた
熱処理によって行った。すなわち、冷間圧延ままの鋼板
を第2表に示す所定の温度で90秒間加熱した後、約り
5℃/秒の冷却速度で第2表に示す種々の温度まで冷却
し、引続き、水焼入れ又はミスト冷却により常温まで冷
却した。 比較のため、一部の材料については、更に過時効処理と
して所定の温度に240秒間保持した後、空冷した。 このようにして得られた連続焼鈍材からJISS号試験
片を採取して、その機械的性質を調べ、また焼付硬化量
も調べた。その結果を第2表に併記する。 なお、焼付硬化量は2%の引張歪みを予め与え、170
℃×20分加熱処理後の降伏点上昇量とした。 第2表より以下の如く考察される。 N11l及びNα5は、それぞれC及びMnが本発明範
囲より低いため、所定の引張強さが得られていない。 翫2は本発明例であり、低降伏比で伸び及び焼付硬化性
に優れている。しかし、同一化学成分のB鋼を用いたN
Q3及びN114は、それぞれ急冷開始温度が高く或い
は過時効処理を行っているなどのため、降伏比が高く、
焼付硬化性が小さい。 &7は本発明例&6と同−化学成分鋼の例であるが熱延
巻取温度が高いために、またNQ9は本発明例NQ8と
同−化学成分鋼の例であるが、加熱温度が低いために、
それぞれ降伏比が高い。 Nα13は本発明例&12と同−化学成分鋼の例である
が、加熱後の急冷速度が50℃/秒と遅いために、ベイ
ナイトが生成し、強度が低く、降伏比が高く焼付硬化性
が小さい。 、以上のように1本発明の方法によれば、低降伏比で伸
び及び焼付硬化性の優れた高強度冷延鋼板が得られ、プ
レス時の形状の凍結性に優れている。 なお、本発明の効果は熱延鋼板を用いて、同様の処理を
施した場合にも変わらない。
なフェライトとマルテンサイトを主体とした組織からな
り、低降伏比で伸びが優れ、焼付硬化性の高い引張強さ
60 kgf/■■2以上を有する高強度冷延鋼板の製
造方法に関する。 (従来の技術) 自動車車体の軽量化による燃費向上及び衝突時の安全性
向上のため、自動車部材の高強度化が推進されている。 特にバンパー ドアガードバ−等の補強部材には、従来
、引張強さ60〜100kgf/l+*”級の鋼板が使
用されていたが、近年、更に高強度化が試みられている
。 これら部材には、鋼板の母材強度のほか、構造物として
所定の強度と剛性T必要であるため、通常、プレスによ
って所要の形状に加工されるパンパー ドアガードバ−
等は長尺物であることから厳しい寸法精度が必要である
と共に、衝突時などに高い変形抵抗を有することが要求
されている。 まず、寸法精度を高めるためには、絞り、曲げ加工時の
プレス圧力を高めて製法(決め押し)を行うなどの手法
が採られているが、超高強度冷延鋼板の場合には、大型
のプレス設備が必要となる等の問題がある。このため、
低いプレス圧力で寸法精度が確保できる低降伏比の鋼板
が強く求められている。 一方、衝突時の変形抵抗を高めるためには、逆に降伏比
を高くする必要があり、このように相反する要求特性を
同時に満足させなければならない。 このために、低降伏比で、かつ、塗装後の焼付工程で降
伏点が大きく上昇する、いわゆる焼付硬化性の高い高強
度冷延鋼板が強く求められている。 また、これらの部材には、自動車への取付が容易である
ようにスポット溶接性及び塗装性等も要求される。 (発明が解決しようとする課題) 従来より、引張強さが60kgf/−履2を超える高強
度冷延鋼板は連続焼鈍によって製造されている。 か)る技術で製造される代表的鋼種であるフェライト・
マルテンサイト組織は、−船釣にα十γの2相域加熱後
、Ms点以下に急冷して製造されている。 例えば、特開昭53−32016号には、α十γの2相
域から水焼入れして、その後150〜400℃で過時効
処理する高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。 しかし、この方法によると過時効処理でマルテンサイト
が焼戻されるために降伏比が高くなる問題がある。 また、特開昭56−87626号には、加熱後、2段の
冷却速度によって200℃以下まで冷却し、過時効処理
を行わない高強度冷延鋼板の製造方法が示されている。 この方法は40〜50 kgf/am2級の鋼板を対象
とし、その組織はベイナイトを主体とするか或いはベイ
ナイトを多量に含む鋼板である。このことは、フェライ
ト中の固溶C量を低くするために2次冷却開始温度Tを
ベイナイト生成温度域まで低下し、かつ低温変態生成物
を得るための2次冷却速度が100℃/秒以上300℃
/秒以下と比較的遅いことからも明確である。したがっ
て、このようにベイナイトを含む低温変態生成物によっ
て60 kgf/m+++”以上の引張強さを有する冷
延鋼板を得ようとした場合、低温変態生成物の強化能が
小さいため、その体積率を増す必要がある。このため、
降伏比は著しく高くなり、伸び、焼付硬化性も小さくな
るという問題がある。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、軟質なフェ
ライトと硬質なマルテンサイトを主体とした組織からな
る低降伏比で伸びが優れ、かつ焼付硬化性の高い引張強
さ60 kgf/am2以上を有する高強度冷延鋼板の
製造方法を提供することを目的とするものである。 (課題を解決するための手段) 前記課題を解決するため1本発明者らは、化学成分並び
に製造工程及び条件の各面から総合的に鋭意研究を重ね
た結果、ここに本発明を完成したのである。 すなわち、本発明は、C:0.10〜0.25%及びM
n: 1 、0〜3.0%を含み、必要に応じて更にS
i:0.2〜2.0%、P:0.02〜0.15%、M
o:0.1〜1.0%及びCr:0.1〜1.0%のい
ずれか1種類以上を含み、残部が鉄及び不可避的純物か
らなる鋼を通常の方法で熱間圧延し、600℃以下で巻
取り、酸洗後、30%以上の冷間圧延をして連続焼鈍す
るに際し、その加熱温度をAc、意思上、900℃以下
で加熱後、強制空冷により次式 %式% で示す温度(TQ)まで冷却し、その後300℃/秒超
えの冷却速度で150℃以下まで急冷し、過時効処理し
ないことを特徴とする低降伏比高強度冷延鋼板の製造方
法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 (作用) 本発明は上述の如く所定の化学成分を有する鋼に熱間圧
延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍を施すが。 最も特徴とする点は次のとおりである。 本発明の方法によれば、連続焼鈍に際してα+γ域加熱
加熱ガスジェットにより徐冷することで、オーステナイ
ト体積が収縮するためにそのC濃度を極めて高めること
ができ、その後、Mneqをパラメータとする式で決め
られる所定の温度(TQ)から300℃/秒超えの速度
で冷却することにより、C濃度の高いマルテンサイトと
軟質なフェライト相の複合組織鋼板を得られる。 この水焼入ままの鋼板は、第2図に示すように焼戻しを
行った他の鋼板に比較して、降伏比が低く、かつ高い焼
付硬化性を有するのみならず、引張強さが高く、伸びも
優れていることがわかる。 しかし、上記製造方法において、TQがMneqをパラ
メータとする式で決められた所定の温度よりも低い場合
は、低温変態生成物にベイナイトが多く含まれるように
なり降伏比が高くなる。また、TQからの冷却速度が3
00℃/秒よりも遅い場合にもベイナイトが多くなり降
伏比が高くなる。 本発明で得られる冷延鋼板がこのように低降伏比で伸び
及び焼付硬化性が高い理由については明確ではないが、
急冷ままにも拘らず降伏点伸びが認められないことから
次のように考えられる。 すなわち、連続焼鈍での熱処理において、α+γの2相
域に加熱後、所定の温度TQまで徐冷することにより、
オーステナイト中へのC濃度が非常に高くなる。これに
よって、マルテンサイト変態時の体積膨張が大きくなり
、その周囲の可動転位が非常に多くなるため、急冷まま
で固溶C量が多いにも拘らず降伏点伸びも現われずに低
降伏比となり、かつ伸び及び焼付硬化性が高い。 次に、本発明における鋼の化学成分並びに製造条件の限
定理由を説明する。 まず、化学成分の限定理由は以下のとおりである。 C: Cは鋼板の強度確保のために極めて重要な元素であるが
、C量が0.10%よりも少ないときは60 kgf/
mm2以上の引張強さを得ることができない。また、0
.25%を超えて過多に添加するとスポット溶接部の剥
離強度が低下する等の問題が生じる。したがって、C量
は0.10〜0.25%の範囲とする。 Mn: Mnはマルテンサイトを得るために必要で、その添加量
が1.0%よりも少ないときは、鋼板において所要の高
強度を得ることができない。また3、0%を超えて過多
に添加すると、フェライトの生成が遅れ、オーステナイ
ト相が安定となり、連続焼鈍における2相域からの冷却
過程でオーステナイト体積率の減少が不十分となり、低
降伏比に有効な硬いマルテンサイトが得られない。した
がって、Mn量は1.0〜3.0%の範囲とする。 以上のC,Mnを必須成分とするが、必要に応じてSi
、P、Mo、Crのいずれか1種以上を適量にて点かす
ることができる。 Si: Siは鋼板の伸びを高めると共に、2相域がらの冷却過
程でフェライトの生成を促進し、その固溶炭素量を低減
し、オーステナイト中へ炭素を濃化するため、硬いマル
テンサイトが得られ、低降伏化に有効である。このため
には、0.2%以上の添加が必要である。しかし、2.
0%を超えて過多に添加すると、その効果が飽和するの
みでなく、化成処理性が低下する。したがって、Si量
は0.2〜2.0%の範囲とする。 P: PはSiと同様の効果を有するもので、0.02%より
も少ないときは、その効果が得られない。 また0、15%を超えて過多に添加するとスポット溶接
部の強度が低下する。したがって、P量は0.02〜0
.15%の範囲とする。 MO= Moは連続焼鈍において2相域からの冷却過程でベイナ
イトの生成を抑止し、マルテンサイトの量を増すために
有効な元素であるが、その添加量が0.1%よりも少な
いときは、十分なマルテンサイト組織が得られない。ま
た、1.0%を超えた場合にはコストが高くなると共に
、鋼の熱間変形抵抗を高めて圧延性が低下する。したが
って、Mo量は1.0〜1.0%の範囲とする9Cr: CrはMnと同様の効果を有すると共にフェライトを軟
質にし、低降伏比に有効な元素である。しかし、0.1
%よりも少ないときは低降伏比が得られず、また1、0
%を超えるとその効果が飽和すると共にコストも高くな
る。したがって、Cr量は0.1〜1.0%の範囲とす
る。 次に本発明の製造力について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、以下に示す所定の条件のも
とで、熱間圧延した後、酸洗、冷間圧延し、引続いて連
続焼鈍し、過時効処理することなく、フェライト・マル
テンサイト組織とすることにより低降伏比高強度冷延鋼
板を製造するものである。 まず、熱間圧延は600℃以下で巻取る必要がある。熱
延圧延において巻取温度は、低降伏比を得るために必要
な硬くて均一微細なマルテンサイトを得るために重要な
因子である。すなわち、巻取温度を600℃以下として
微細な炭化物とすることにより、連続焼鈍において、2
相域加熱時に。 短時間で炭化物を再溶解できるため、微細なオーステナ
イト粒径が得られる。このため、引続き行う冷却過程で
オーステナイトの体積収縮を促進でき、炭素濃度の高い
マルテンサイトとし、低降伏比の鋼板が得られる。しか
し、巻取温度が600℃よりも高い場合は炭化物も粗大
となり、したがって、マルテンサイトも粗大で、かつそ
の炭素濃度が低いため、低降伏比が得られない。 次に、か)る熱間圧延後、常法に従って酸洗す、るが、
続く冷間圧延では30%以上の冷間圧延が必要である。 これは、連続焼鈍で延性の高いポリゴナルフェライトを
得るためである。 その後、引続き連続焼鈍を行うに際して、Ac。 意思上、900℃以下に加熱し、強制空冷により次式 %式% で示される温度(TQ)まで冷却し、以後300℃/秒
超えの冷却速度で150℃以下まで急冷するが、過時効
処理は行わない。 連続焼鈍で加熱温度をA c 1点以上とするのは、炭
化物を再溶解し、オーステナイトを得るためである。し
かし、900℃を超えるとオーステナイト単相となるた
めに、その後の冷却によって生成したマルテンサイト中
の炭素濃度が低くなり、低降伏比が得られない。マルテ
ンサイト中の炭素濃度をより高めるためには850℃以
下が好ましい。 加熱後、引続き強制空冷により温度TQまで冷却する必
要がある9強制空冷での冷却速度は、通常5〜30’C
/秒程度でよく、加熱後にこの冷却が必要となるのは、
その冷却過程において、ポリゴナルフェライトの体積率
を高めることにより、オーステナイトの体積収縮を図り
、その炭素濃度を高めるためである。 この強制空冷の終了温度、(すなわち、300℃/秒超
えの急速冷却の開始温度)をTQとし、このTQは上式
で示される範囲とする。TQが800−100 XMn
eqよりも高い場合には、オーステナイトの体積収縮が
不十分でマルテンサイトの炭素濃度が低いのみならず、
フェライト中の固溶炭素が多くなり、低降伏比が得られ
ない。また、TQが500−100XMneqよりも低
い場合には、オーステナイトがベイナイト変態し、所定
の強度が得られなく、かつ降伏比も高くなる。 なお、Mneqは次式にて定義されるものである。 Mneq= Mo量 1.52 X Mo量 1.10
X Cr+0.10X Si+2.IX P 急冷開始温度(TQ)以後の冷却速度を300℃/秒超
えとするのは、低温変態生成物を強化能の高いマルテン
サイトとし、低降伏比とするために必要で、それよりも
遅い冷却速度ではベイナイトが多く含まれるために所定
の降伏比が得られない。 また、急冷による冷却終了温度は150℃以下とする必
要があり、それよ℃−も高い場合には低温変態生成物が
ベイナイト主体になる。また固溶炭素が少なくなり、焼
付硬化性が小さくなる。 本発明によれば、上述の如く過時効処理を行わない方法
によって、低降伏比で伸びが優れ、焼付硬化性の高い高
強度冷延鋼板が得られるが、その効果は以下のとおりで
ある。 第1図の実線部で示した本発明法の場合(過時効処理を
しない場合)、及び引続き点線で示す過時効処理をした
場合のE鋼(第1表参照)の機械的性質の変化を第2図
に示す。 第2図より、過時効処理を行わない場合(0℃の場合)
に比較し、過時効処理を行った場合には、降伏強度が増
加すると共に、引張強さが低下するため、降伏比が著し
く高くなることがわかる。過時効処理によってこのよう
な変化が生じることは、マルテンサイトが焼戻されるこ
とと、焼入によってマルテンサイトの周辺に生成した可
動転位上に固溶炭素が固着、又は炭化物が析出し、その
数が減少したためと考えられる。 一方、過時効処理を行わない場合は、降伏比が極めて低
くなることに加えて、強度−伸びバランスを低下するこ
となく引張強さが増し、高い焼付硬化性が得られる。す
なわち、より低成分で高強度が得られるため、圧延性や
スポット溶接性が良くなるメリットがある。また焼付硬
化性が高いため、製品の降伏強度は十分に高くなり、所
要の変形抵抗を有することができる。 上述のように、急冷まま、すなわち過時効処理を行わな
いことによって、始めて、低降伏比で伸びが優れ、かつ
焼付硬化性の高い超高強度冷延鋼板が製造できることが
わかる。 以下に本発明の実施例を示す。 (実施例) 第1表に示す化学成分を有する鋼を実験室的に溶製し、
皮削り及び鍛造して20皇鳳厚のスラブを得た。このス
ラブを1200℃に加熱し、仕上温度900℃にて3.
2mm厚に熱間圧延してコイル巻取すした。巻取温度を
第2表に示す。 酸洗後、63%圧下の冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍
を行った。 連続焼鈍の熱処理のシミュレートはソルトバスを用いた
熱処理によって行った。すなわち、冷間圧延ままの鋼板
を第2表に示す所定の温度で90秒間加熱した後、約り
5℃/秒の冷却速度で第2表に示す種々の温度まで冷却
し、引続き、水焼入れ又はミスト冷却により常温まで冷
却した。 比較のため、一部の材料については、更に過時効処理と
して所定の温度に240秒間保持した後、空冷した。 このようにして得られた連続焼鈍材からJISS号試験
片を採取して、その機械的性質を調べ、また焼付硬化量
も調べた。その結果を第2表に併記する。 なお、焼付硬化量は2%の引張歪みを予め与え、170
℃×20分加熱処理後の降伏点上昇量とした。 第2表より以下の如く考察される。 N11l及びNα5は、それぞれC及びMnが本発明範
囲より低いため、所定の引張強さが得られていない。 翫2は本発明例であり、低降伏比で伸び及び焼付硬化性
に優れている。しかし、同一化学成分のB鋼を用いたN
Q3及びN114は、それぞれ急冷開始温度が高く或い
は過時効処理を行っているなどのため、降伏比が高く、
焼付硬化性が小さい。 &7は本発明例&6と同−化学成分鋼の例であるが熱延
巻取温度が高いために、またNQ9は本発明例NQ8と
同−化学成分鋼の例であるが、加熱温度が低いために、
それぞれ降伏比が高い。 Nα13は本発明例&12と同−化学成分鋼の例である
が、加熱後の急冷速度が50℃/秒と遅いために、ベイ
ナイトが生成し、強度が低く、降伏比が高く焼付硬化性
が小さい。 、以上のように1本発明の方法によれば、低降伏比で伸
び及び焼付硬化性の優れた高強度冷延鋼板が得られ、プ
レス時の形状の凍結性に優れている。 なお、本発明の効果は熱延鋼板を用いて、同様の処理を
施した場合にも変わらない。
(発明の効果)
以上詳述したように、本発明によれば、熱間圧延で炭化
物を微細に分散させた鋼板を酸洗、冷間圧延後、連続焼
鈍を行うに際して、Ac工点点以上900℃以下の2相
温度域に加熱し、引続き徐冷し、所定の温度から急冷し
て焼戻し処理を行わないことによって、炭素濃度の高い
マルテンサイトと軟質なボリゴナルフェライトからなる
低降伏比で伸び及び焼付硬化性が高く、プレス成形性に
優れた6 0 kgf / +am2以上の超高強度冷
延鋼板を得ることができる。
物を微細に分散させた鋼板を酸洗、冷間圧延後、連続焼
鈍を行うに際して、Ac工点点以上900℃以下の2相
温度域に加熱し、引続き徐冷し、所定の温度から急冷し
て焼戻し処理を行わないことによって、炭素濃度の高い
マルテンサイトと軟質なボリゴナルフェライトからなる
低降伏比で伸び及び焼付硬化性が高く、プレス成形性に
優れた6 0 kgf / +am2以上の超高強度冷
延鋼板を得ることができる。
第1図は連続焼鈍の熱サイクルを示す図で、実線は過時
効処理を行わない場合、点線は過時効処理を行う場合を
示し、 第2図は過時効処理による降伏強さ、引張強さ、伸び及
び降伏比の変化を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第 図 時 聞
効処理を行わない場合、点線は過時効処理を行う場合を
示し、 第2図は過時効処理による降伏強さ、引張強さ、伸び及
び降伏比の変化を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第 図 時 聞
Claims (2)
- (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.10〜0.2
5%及びMn:1.0〜3.0%を含み、残部が鉄及び
不可避的純物からなる鋼を通常の方法で熱間圧延し、6
00℃以下で巻取り、酸洗後、30%以上の冷間圧延を
して連続焼鈍するに際し、その加熱温度をAc_1点以
上、900℃以下で加熱後、強制空冷により次式 500−100×Mneq≦TQ≦800−100×M
neqここで、 Mneq=Mn+1.52×Mo+1.10×Cr+0
.10×Si+2.1×P で示す温度(TQ)(℃)まで冷却し、その後300℃
/秒超えの冷却速度で150℃以下まで急冷し、過時効
処理しないことを特徴とする低降伏比高強度冷延鋼板の
製造方法。 - (2)前記鋼が、更に、Si:0.2〜2.0%、P:
0.02〜0.15%、Mo:0.1〜1.0%及びC
r:0.1〜1.0%のいずれか1種類以上を含んでい
る請求項1に記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24834290A JPH04128319A (ja) | 1990-09-18 | 1990-09-18 | 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24834290A JPH04128319A (ja) | 1990-09-18 | 1990-09-18 | 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04128319A true JPH04128319A (ja) | 1992-04-28 |
Family
ID=17176663
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24834290A Pending JPH04128319A (ja) | 1990-09-18 | 1990-09-18 | 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04128319A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006052458A (ja) * | 2003-08-26 | 2006-02-23 | Jfe Steel Kk | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
CN103194668A (zh) * | 2013-04-02 | 2013-07-10 | 北京科技大学 | 一种低屈强比超高强冷轧钢板及其制备方法 |
-
1990
- 1990-09-18 JP JP24834290A patent/JPH04128319A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006052458A (ja) * | 2003-08-26 | 2006-02-23 | Jfe Steel Kk | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
CN103194668A (zh) * | 2013-04-02 | 2013-07-10 | 北京科技大学 | 一种低屈强比超高强冷轧钢板及其制备方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US7794552B2 (en) | Method of producing austenitic iron/carbon/manganese steel sheets having very high strength and elongation characteristics and excellent homogeneity | |
JP3858146B2 (ja) | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JP2528387B2 (ja) | 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法 | |
JP4530606B2 (ja) | スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0564215B2 (ja) | ||
JPH0823048B2 (ja) | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
US4496400A (en) | Thin steel sheet having improved baking hardenability and adapted for drawing and a method of producing the same | |
JP4265153B2 (ja) | 伸び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 | |
JP4265152B2 (ja) | 伸び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 | |
JPH04268016A (ja) | 圧壊特性に優れたドアガードバー用高張力鋼板の製造方法 | |
JPH0759726B2 (ja) | 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP2652539B2 (ja) | 張出し成形性及び疲労特性にすぐれる複合組織高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP4126007B2 (ja) | 形状凍結性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 | |
JPH03202421A (ja) | 異方性の小さい高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0830212B2 (ja) | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0826401B2 (ja) | 加工性及び衝撃特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造法 | |
JP2793284B2 (ja) | 焼付硬化性の優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPS5884928A (ja) | 非時効性で2次加工性と塗装焼付硬化性の優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造法 | |
JPH04128319A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 | |
CN111394650A (zh) | 具有优良成形性的高r值800MPa级冷轧钢及生产方法 | |
JPS62139821A (ja) | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0524979B2 (ja) | ||
JPH01168813A (ja) | プレス加工性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法 | |
JPH0499226A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0192317A (ja) | 伸びフランジ加工性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 |