JPH04235253A - 曲げ加工性、衝撃特性の良好な超強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超強度冷延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH04235253A JPH04235253A JP41807990A JP41807990A JPH04235253A JP H04235253 A JPH04235253 A JP H04235253A JP 41807990 A JP41807990 A JP 41807990A JP 41807990 A JP41807990 A JP 41807990A JP H04235253 A JPH04235253 A JP H04235253A
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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
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車部品のうち、
比較的軽加工で、高い強度が要求されるドアインパクト
ビーム、バンパー等に用いて好適なＴＳ １００ｋｇｆ
／ｍｍ２ 以上、降伏比８０％以下の曲げ加工性、衝撃
特性の良好な超高強度冷延鋼及びその製造方法に関する
ものである。
比較的軽加工で、高い強度が要求されるドアインパクト
ビーム、バンパー等に用いて好適なＴＳ １００ｋｇｆ
／ｍｍ２ 以上、降伏比８０％以下の曲げ加工性、衝撃
特性の良好な超高強度冷延鋼及びその製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】これまでの、超高強度冷延鋼板の製造方
法としては、たとえば、以下に示すような方法があるが
、それぞれ問題点を有していた。
法としては、たとえば、以下に示すような方法があるが
、それぞれ問題点を有していた。
【０００３】まず、引張強さ１００ｋｇｆ／ｍｍ２を超
える冷延鋼板の製造方法としては、特開昭６２−１３５
３３ 号公報に開示されているような、いわゆる水焼入
れ法を用い、より焼入性の高い鋼に適用したものがある
。しかし、この方法は比較的安価に製造できるメリット
はあるものの、急冷するために、大きな歪の発生と、幅
方向の材質の均一性が劣るという問題があり、また、こ
のような焼戻しマルテンサイト鋼は成形後に顕著に脆化
するという問題があった。
える冷延鋼板の製造方法としては、特開昭６２−１３５
３３ 号公報に開示されているような、いわゆる水焼入
れ法を用い、より焼入性の高い鋼に適用したものがある
。しかし、この方法は比較的安価に製造できるメリット
はあるものの、急冷するために、大きな歪の発生と、幅
方向の材質の均一性が劣るという問題があり、また、こ
のような焼戻しマルテンサイト鋼は成形後に顕著に脆化
するという問題があった。
【０００４】つぎに、特開昭５１−８６０１５号公報に
はＳｉを多重に添加した鋼板をバッチ焼鈍する方法が開
示されているが、この場合、延性は優れるもののＳｉを
含むことによるスケールに起因する表面欠陥が顕著とな
り、ドアーインパクトビームなどの強度部材では信頼性
の低下につながっていた。また、このような高Ｓｉ鋼で
は、圧延加工性の劣化に伴う形状の悪化も大きな問題と
なっており、さらに、原因は明らかでないが、ある熱延
条件でバンド組織が発達すること、面内異方性が発達す
ることなどから曲げ加工性が劣化し、使用上好ましくな
い問題点を有していた。
はＳｉを多重に添加した鋼板をバッチ焼鈍する方法が開
示されているが、この場合、延性は優れるもののＳｉを
含むことによるスケールに起因する表面欠陥が顕著とな
り、ドアーインパクトビームなどの強度部材では信頼性
の低下につながっていた。また、このような高Ｓｉ鋼で
は、圧延加工性の劣化に伴う形状の悪化も大きな問題と
なっており、さらに、原因は明らかでないが、ある熱延
条件でバンド組織が発達すること、面内異方性が発達す
ることなどから曲げ加工性が劣化し、使用上好ましくな
い問題点を有していた。
【０００５】さらに、特開昭６２−１８２２２４ 号公
報には、Ｃ，Ｓｉ， Ｍｎを含有する鋼板を用いて熱処
理を行い、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイ
ト、マルテンサイトを含む複合組織とする方法が開示さ
れているが、この場合、かなり特殊な熱処理条件となる
ことや、溶接が困難になるなどの問題があった。
報には、Ｃ，Ｓｉ， Ｍｎを含有する鋼板を用いて熱処
理を行い、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイ
ト、マルテンサイトを含む複合組織とする方法が開示さ
れているが、この場合、かなり特殊な熱処理条件となる
ことや、溶接が困難になるなどの問題があった。
【０００６】また特開昭５９−１４３０２７ 号公報に
は、Ｃ，ＭｎおよびＰを含有する鋼板及びこれに添加元
素を加えた鋼板を用いて熱処理し、フェライト、ベイナ
イト、主体の複合組織とする方法が開示されている。し
かしながら、この組成ではＴＳ １００ｋｇｆ／ｍｍ２
以上とした場合、衝撃特性に劣るという問題があった
。この原因は必ずしも明確でないが、原因の一つとして
、冷却パターンが適切でないため大きな内部応力が残存
していると推定される。
は、Ｃ，ＭｎおよびＰを含有する鋼板及びこれに添加元
素を加えた鋼板を用いて熱処理し、フェライト、ベイナ
イト、主体の複合組織とする方法が開示されている。し
かしながら、この組成ではＴＳ １００ｋｇｆ／ｍｍ２
以上とした場合、衝撃特性に劣るという問題があった
。この原因は必ずしも明確でないが、原因の一つとして
、冷却パターンが適切でないため大きな内部応力が残存
していると推定される。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、ＴＳ １
００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏比８０％以下の超高強
度冷延鋼板及びその製造方法において、前記した問題点
を含めて以下に示す項目について改善をはかろうとする
ものである。
００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏比８０％以下の超高強
度冷延鋼板及びその製造方法において、前記した問題点
を含めて以下に示す項目について改善をはかろうとする
ものである。
【０００８】
■ 曲げ加工性
■ 衝撃特性
■ 降伏比（低減）
■ 溶接性
■ 材質の均一性
■ 従来の連続焼炉で製造できること
【０００９】こ
こに、■から■項までの特性は、自動車の強度部材に要
求される特性で、部材の信頼性を確保する上で不可欠の
ものであり、■項については、新たな設備投資を必要と
しないという経済的にも優れるものである。
こに、■から■項までの特性は、自動車の強度部材に要
求される特性で、部材の信頼性を確保する上で不可欠の
ものであり、■項については、新たな設備投資を必要と
しないという経済的にも優れるものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】この発明は、高強度、低
降伏比、高延性、及び曲げ加工性、衝撃特性が良好な、
特に大きな欠点のない材質バランスの良い冷延鋼板を得
るために、鋼の成分組成を限定し、特にＣ，Ｍｎ， Ｃ
ｒ， Ｎｂ， Ｂの成分を適正添加して、５％から１５
％の残留オーステナイトを含む微細で均一なベイナイト
組織とするものであり、その製造においては、熱延、冷
延、焼鈍条件を適正化するものである。
降伏比、高延性、及び曲げ加工性、衝撃特性が良好な、
特に大きな欠点のない材質バランスの良い冷延鋼板を得
るために、鋼の成分組成を限定し、特にＣ，Ｍｎ， Ｃ
ｒ， Ｎｂ， Ｂの成分を適正添加して、５％から１５
％の残留オーステナイトを含む微細で均一なベイナイト
組織とするものであり、その製造においては、熱延、冷
延、焼鈍条件を適正化するものである。
【００１１】すなわち、その要旨は、
Ｃ：０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０
．２０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下、Ｃｒ：
０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．０
０５ｗｔ ％以上０．０５０ｗｔ ％以下、Ｂ：０．０
００３ｗｔ％以上０．００２０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．
０２０ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以下、Ｐ：０．
０２０ｗｔ ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ ％以下及び Ｎ：０．０１５０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、残
留オーステナイトを５％以上１５％以下で含むベイナイ
ト主体の組織を有し、ＴＳ １００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以
上、降伏比８０％以下の特性を有することを特徴とする
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超高張力冷延鋼板であり
、さらに上記成分組成にＴｉ：０．０５０ｗｔ％以下を
添加するものであり、
．２０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下、Ｃｒ：
０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．０
０５ｗｔ ％以上０．０５０ｗｔ ％以下、Ｂ：０．０
００３ｗｔ％以上０．００２０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．
０２０ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以下、Ｐ：０．
０２０ｗｔ ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ ％以下及び Ｎ：０．０１５０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、残
留オーステナイトを５％以上１５％以下で含むベイナイ
ト主体の組織を有し、ＴＳ １００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以
上、降伏比８０％以下の特性を有することを特徴とする
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超高張力冷延鋼板であり
、さらに上記成分組成にＴｉ：０．０５０ｗｔ％以下を
添加するものであり、
【００１２】また、上記各々の成
分組成になる鋼スラブを、１２００℃以上に加熱して熱
間圧延し、８００ ℃以上の温度で仕上げ圧延を行った
後、冷却し、７５０ ℃以下５５０ ℃以上の所定温度
でコイルに巻取り、その後、酸洗を行い、４０％以上の
圧下率で冷間圧延し、この冷間圧延に続いて、加熱速度
５℃／秒以上の加熱速度で加熱し、８００℃以上９００
℃以下の所定温度にて２０秒以上３００ 秒以下の時
間均熱する連続焼鈍を行った後、２０℃／秒以上の冷却
速度で４５０ ℃以下３００ ℃以上の所定温度まで急
冷し、つづいて、５℃／秒以下の冷却速度で２００℃以
下の温度まで徐冷することを特徴とする曲げ加工性、衝
撃特性の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法である。
分組成になる鋼スラブを、１２００℃以上に加熱して熱
間圧延し、８００ ℃以上の温度で仕上げ圧延を行った
後、冷却し、７５０ ℃以下５５０ ℃以上の所定温度
でコイルに巻取り、その後、酸洗を行い、４０％以上の
圧下率で冷間圧延し、この冷間圧延に続いて、加熱速度
５℃／秒以上の加熱速度で加熱し、８００℃以上９００
℃以下の所定温度にて２０秒以上３００ 秒以下の時
間均熱する連続焼鈍を行った後、２０℃／秒以上の冷却
速度で４５０ ℃以下３００ ℃以上の所定温度まで急
冷し、つづいて、５℃／秒以下の冷却速度で２００℃以
下の温度まで徐冷することを特徴とする曲げ加工性、衝
撃特性の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法である。
【００１３】
【作用】まず、この発明の成分組成の限定理由について
述べる。
述べる。
【００１４】Ｃ：安価な強化成分である。０．１０ｗｔ
％未満では、比較的低合金系であるために、フェライト
変態を抑えベイナイトの強度を挙げる効果が減少して高
強度が得られなくなり、０．２０ｗｔ％を超えると、ス
ポット溶接性、及び衝撃特性が劣化する。したがってそ
の含有量は０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下とす
る。
％未満では、比較的低合金系であるために、フェライト
変態を抑えベイナイトの強度を挙げる効果が減少して高
強度が得られなくなり、０．２０ｗｔ％を超えると、ス
ポット溶接性、及び衝撃特性が劣化する。したがってそ
の含有量は０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下とす
る。
【００１５】Ｓｉ：有力な強化成分であるが、０．２０
ｗｔ％を超えると冷延性を阻害し、そのスケールのため
に表面性状の劣化をもたらす。したがってその含有量の
上限を０．２０ｗｔ％とする。
ｗｔ％を超えると冷延性を阻害し、そのスケールのため
に表面性状の劣化をもたらす。したがってその含有量の
上限を０．２０ｗｔ％とする。
【００１６】Ｍｎ：オーステナイト相を安定してフェラ
イト変態を抑え、ベイナイト主体の組織とするとともに
組織を微細化し、強度、曲げ加工性、衝撃特性などを向
上させる。２．０ｗｔ ％未満では上記効果が不十分で
あり、３．５ｗｔ ％を超えて含有するとその効果が飽
和し、コストアップを招く、したがってその含有量は２
．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下とする。
イト変態を抑え、ベイナイト主体の組織とするとともに
組織を微細化し、強度、曲げ加工性、衝撃特性などを向
上させる。２．０ｗｔ ％未満では上記効果が不十分で
あり、３．５ｗｔ ％を超えて含有するとその効果が飽
和し、コストアップを招く、したがってその含有量は２
．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下とする。
【００１７】Ｃｒ：この発明において重要な成分の一つ
である。作用効果はＭｎと類似しており、オーステナイ
ト相の安定化のために添加される。そしてＭｎの作用効
果を補い、さらにその作用効果を向上する。特にＭｎよ
り低温域でのオーステナイト相の安定化に寄与すると考
えられる。この発明の目標とする５％から１５％の残留
オーステナイトを確保し、良好な加工性を得るためには
、その含有量は０．２０ｗｔ％以上を必要とする。しか
し１．００ｗｔ％を超えて含有すると、熱延板が顕著に
硬化し、冷間圧延に支障をきたすこと、化成処理性が劣
化すること、オーステナイト相の安定化傾向も飽和する
こと、及びコストアップを招くことなどがある。したが
ってその含有量は０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以
下とする。
である。作用効果はＭｎと類似しており、オーステナイ
ト相の安定化のために添加される。そしてＭｎの作用効
果を補い、さらにその作用効果を向上する。特にＭｎよ
り低温域でのオーステナイト相の安定化に寄与すると考
えられる。この発明の目標とする５％から１５％の残留
オーステナイトを確保し、良好な加工性を得るためには
、その含有量は０．２０ｗｔ％以上を必要とする。しか
し１．００ｗｔ％を超えて含有すると、熱延板が顕著に
硬化し、冷間圧延に支障をきたすこと、化成処理性が劣
化すること、オーステナイト相の安定化傾向も飽和する
こと、及びコストアップを招くことなどがある。したが
ってその含有量は０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以
下とする。
【００１８】Ｔｉ： スラブの割れを回避するのに有効
であり、組織の均一化にも有効である。しかし、０．０
５０ｗｔ ％を超えて添加すると溶接性が劣化する。し
たがってその含有量は０．０５０ｗｔ ％以下とする。
であり、組織の均一化にも有効である。しかし、０．０
５０ｗｔ ％を超えて添加すると溶接性が劣化する。し
たがってその含有量は０．０５０ｗｔ ％以下とする。
【００１９】Ｎｂ：この発明において重要な成分の一つ
である。組織を微細化するとともに均一化し、焼入れ性
の向上による高強度化に寄与する。０．００５ｗｔ ％
未満ではその効果が不十分であり、０．０５０ｗｔ ％
を超えて添加してもその効果は飽和し、熱延、冷延が困
難になる。したがってその含有量は０．００５ｗｔ ％
以上０．０５０ｗｔ ％以下とする。
である。組織を微細化するとともに均一化し、焼入れ性
の向上による高強度化に寄与する。０．００５ｗｔ ％
未満ではその効果が不十分であり、０．０５０ｗｔ ％
を超えて添加してもその効果は飽和し、熱延、冷延が困
難になる。したがってその含有量は０．００５ｗｔ ％
以上０．０５０ｗｔ ％以下とする。
【００２０】Ｂ：この発明の重要な成分の一つである。
理由は必ずしも明白ではないが、Ｍｎ， Ｎｂとの複合
添加により単独添加では決して得られない大きな強度上
昇が得られる。このような効果を得るためには０．００
０３ｗｔ％以上を必要とする。しかし、０．００２０ｗ
ｔ％を超えて添加した場合は、その効果が飽和するとと
もに、組織が粗大化して衝撃特性が劣化する。したがっ
てその含有量は０．０００３ｗｔ％以上０．００２０ｗ
ｔ％以下とする。
添加により単独添加では決して得られない大きな強度上
昇が得られる。このような効果を得るためには０．００
０３ｗｔ％以上を必要とする。しかし、０．００２０ｗ
ｔ％を超えて添加した場合は、その効果が飽和するとと
もに、組織が粗大化して衝撃特性が劣化する。したがっ
てその含有量は０．０００３ｗｔ％以上０．００２０ｗ
ｔ％以下とする。
【００２１】Ａｌ：鋼の脱酸成分として必要であるが、
鋼の清浄化、組織の細粒化効果もあわせ、０．０２ｗｔ
％未満ではその効果は不十分であり、０．１００ｗｔ
％を超えるとアルミナクラスターの生成に起因する表面
欠陥が顕著となる。したがってその含有量は０．０２０
ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以下とする。
鋼の清浄化、組織の細粒化効果もあわせ、０．０２ｗｔ
％未満ではその効果は不十分であり、０．１００ｗｔ
％を超えるとアルミナクラスターの生成に起因する表面
欠陥が顕著となる。したがってその含有量は０．０２０
ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以下とする。
【００２２】Ｐ：偏析傾向が強く、特に高Ｍｎ鋼におい
ては顕著となり、曲げ加工性、スポット溶接性の劣化を
もたらす。これらの材質劣化を抑えるためには、その上
限を０．０２０ｗｔ ％とする。なお、下限は特に限定
するものではないが、含有量は少ない方が材質上好まし
く、反面含有量を減少することはコストアップ要因であ
るので、実用上はこれらを考慮して成分設計することが
よい。
ては顕著となり、曲げ加工性、スポット溶接性の劣化を
もたらす。これらの材質劣化を抑えるためには、その上
限を０．０２０ｗｔ ％とする。なお、下限は特に限定
するものではないが、含有量は少ない方が材質上好まし
く、反面含有量を減少することはコストアップ要因であ
るので、実用上はこれらを考慮して成分設計することが
よい。
【００２３】Ｓ：ＭｎＳ として鋼中に存在し、その延
伸された形状から延性に対して極めて有害で、その程度
は鋼板の強度の上昇と共に増大する。ＴＳ１００ｋｇｆ
／ｍｍ２ 以上の鋼では、その含有量は０．０１０ｗｔ
％以下とする必要があるが、望ましくは０．００３ｗｔ
％以下とすることが好ましい。 なお、Ｐと同様、下限は特に限定するものではないが、
含有量は少ない方が材質上好ましく、反面含有量を減少
することはコストアップ要因となるので、実用上はこれ
らを考慮して成分設計することがよい。
伸された形状から延性に対して極めて有害で、その程度
は鋼板の強度の上昇と共に増大する。ＴＳ１００ｋｇｆ
／ｍｍ２ 以上の鋼では、その含有量は０．０１０ｗｔ
％以下とする必要があるが、望ましくは０．００３ｗｔ
％以下とすることが好ましい。 なお、Ｐと同様、下限は特に限定するものではないが、
含有量は少ない方が材質上好ましく、反面含有量を減少
することはコストアップ要因となるので、実用上はこれ
らを考慮して成分設計することがよい。
【００２４】Ｎ：ある程度の含有は不可避であるが、オ
ーステナイト相安定化成分であるので、特に除去すべき
成分ではない。しかし、０．０１５０ｗｔ％を超えると
熱延板としての強度が大きくなりすぎ、冷間圧延に支障
をきたす。したがってその含有量の上限を０．０１５０
ｗｔ％以下とする。
ーステナイト相安定化成分であるので、特に除去すべき
成分ではない。しかし、０．０１５０ｗｔ％を超えると
熱延板としての強度が大きくなりすぎ、冷間圧延に支障
をきたす。したがってその含有量の上限を０．０１５０
ｗｔ％以下とする。
【００２５】つぎに鋼組織の限定理由について述べる。
この発明の目的とする曲げ加工性、衝撃特性を良くする
ためには、残留オーステナイトを５％以上１５％以下を
含む微細で均一なベイナイト組織とする必要がある。
ためには、残留オーステナイトを５％以上１５％以下を
含む微細で均一なベイナイト組織とする必要がある。
【００２６】この発明鋼を用いて適当な熱処理を行えば
、均一なベイナイト組織を得ることができるが、このよ
うにベイナイト組織のみの場合曲げ加工性はよいが、衝
撃特性は必ずしも充分ではない。これに対し、均一微細
なベイナイト組織に残留オーステナイトを含む組織とす
ることにより衝撃特性も向上する。この原因は必ずしも
明確でないが、脆性亀裂の伝播に対して、残留オーステ
ナイトがそのマルテンサイト変態を通して抵抗となるた
めと推定される。残留オーステナイトが５％未満ではそ
の効果は不十分であり、１５％を超えると、実用上長期
的な寸法変化などの問題が生ずる。
、均一なベイナイト組織を得ることができるが、このよ
うにベイナイト組織のみの場合曲げ加工性はよいが、衝
撃特性は必ずしも充分ではない。これに対し、均一微細
なベイナイト組織に残留オーステナイトを含む組織とす
ることにより衝撃特性も向上する。この原因は必ずしも
明確でないが、脆性亀裂の伝播に対して、残留オーステ
ナイトがそのマルテンサイト変態を通して抵抗となるた
めと推定される。残留オーステナイトが５％未満ではそ
の効果は不十分であり、１５％を超えると、実用上長期
的な寸法変化などの問題が生ずる。
【００２７】つぎに、製造条件の限定理由について述べ
る。熱延、冷延後の焼鈍時に、充分な量の固溶Ｎｂを確
保し、目的とする微細なベイナイト組織とするために、
スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。
る。熱延、冷延後の焼鈍時に、充分な量の固溶Ｎｂを確
保し、目的とする微細なベイナイト組織とするために、
スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。
【００２８】仕上圧延温度は低すぎる場合、焼入性向上
成分であるＮｂ， Ｂを固溶状態で確保することができ
ず材質の劣化を招く。この発明鋼においては、８００
℃を境にして材質の劣化が顕著となるので下限値を８０
０ ℃とする。なお、上限値は特に限定するものではな
いが、熱延工程の困難さが増大するので、９５０ ℃と
することが望ましい。
成分であるＮｂ， Ｂを固溶状態で確保することができ
ず材質の劣化を招く。この発明鋼においては、８００
℃を境にして材質の劣化が顕著となるので下限値を８０
０ ℃とする。なお、上限値は特に限定するものではな
いが、熱延工程の困難さが増大するので、９５０ ℃と
することが望ましい。
【００２９】熱延後のコイル巻取り温度は、材質に及ぼ
す影響は比較的小さいが、７５０ ℃を超える場合、ス
ケールの厚みが顕著に増加し、酸洗性を低下させるばか
りでなく、表面性状の劣化をも引き起こし、プレス成型
後の部品の表面欠陥にもつながる。一方５５０ ℃未満
の場合、熱延板が異常に硬化し、冷延性を大きく阻害す
る。したがってその温度の上限を７５０ ℃、下限を５
５０ ℃とする。
す影響は比較的小さいが、７５０ ℃を超える場合、ス
ケールの厚みが顕著に増加し、酸洗性を低下させるばか
りでなく、表面性状の劣化をも引き起こし、プレス成型
後の部品の表面欠陥にもつながる。一方５５０ ℃未満
の場合、熱延板が異常に硬化し、冷延性を大きく阻害す
る。したがってその温度の上限を７５０ ℃、下限を５
５０ ℃とする。
【００３０】熱延した後、酸洗に続く冷延における冷間
圧下率は、組織を細かくして微細かつ均一なベイナイト
組織を得るため、下限は４０％を必要とする。なお、こ
の圧下率が高すぎることによる材質上のデメリットはな
いが、圧下率の増大は工程の阻害要因であるとともに、
材質向上のメリットも少ない。したがって、実用上はこ
れらのことを加味して設定することがよい。
圧下率は、組織を細かくして微細かつ均一なベイナイト
組織を得るため、下限は４０％を必要とする。なお、こ
の圧下率が高すぎることによる材質上のデメリットはな
いが、圧下率の増大は工程の阻害要因であるとともに、
材質向上のメリットも少ない。したがって、実用上はこ
れらのことを加味して設定することがよい。
【００３１】冷延後の焼鈍における加熱速度は、早くす
ることにより所期組織を均一化することができるので、
高強度化することによる曲げ加工性、衝撃特性の劣化を
防止するために有利である。この効果を得るために加熱
速度の下限を５℃／秒とする。なお、上限については特
に限定しないが、早くすることによる材質の劣化はない
。
ることにより所期組織を均一化することができるので、
高強度化することによる曲げ加工性、衝撃特性の劣化を
防止するために有利である。この効果を得るために加熱
速度の下限を５℃／秒とする。なお、上限については特
に限定しないが、早くすることによる材質の劣化はない
。
【００３２】この焼鈍の均熱温度は重要な因子の一つで
あり、この温度が低すぎると組織が著しく不均一となり
、曲げ加工性及び衝撃特性が顕著に劣化する。また、こ
の温度が高すぎると均熱中に局部的に組織が粗大化し不
均一な組織となり、やはり曲げ加工性及び衝撃特性が劣
化する。したがって均熱温度の下限を８００ ℃、好ま
しくは８５０ ℃とし、上限を９００ ℃とする。
あり、この温度が低すぎると組織が著しく不均一となり
、曲げ加工性及び衝撃特性が顕著に劣化する。また、こ
の温度が高すぎると均熱中に局部的に組織が粗大化し不
均一な組織となり、やはり曲げ加工性及び衝撃特性が劣
化する。したがって均熱温度の下限を８００ ℃、好ま
しくは８５０ ℃とし、上限を９００ ℃とする。
【００３３】上記温度における均熱時間は組織を均一化
し、材質の安定化をはかるために２０秒以上の均熱を必
要とする。しかしながら、過剰に長い均熱時間では、局
部的な組織の粗大化などにより曲げ加工性などが劣化す
ることのほか、操業上も生産性を阻害するなどの問題が
生ずることから上限は３００ 秒がよい。したがって、
均熱時間は２０秒以上３００ 秒以下とする。
し、材質の安定化をはかるために２０秒以上の均熱を必
要とする。しかしながら、過剰に長い均熱時間では、局
部的な組織の粗大化などにより曲げ加工性などが劣化す
ることのほか、操業上も生産性を阻害するなどの問題が
生ずることから上限は３００ 秒がよい。したがって、
均熱時間は２０秒以上３００ 秒以下とする。
【００３４】焼鈍後は急冷する。その冷却速度は、冷却
中のフェライト変態を抑制して均一な、残留オーステナ
イトを含むベイナイト組織とし、良好な強度特性を得た
ため２０℃／秒以上で急冷する必要がある。上限は特に
限定しないが、早くすることによって材質への影響はな
い。
中のフェライト変態を抑制して均一な、残留オーステナ
イトを含むベイナイト組織とし、良好な強度特性を得た
ため２０℃／秒以上で急冷する必要がある。上限は特に
限定しないが、早くすることによって材質への影響はな
い。
【００３５】この急冷の停止温度は、マルテンサイト変
態を抑えること、ベイナイト（マルテンサイトを含む）
の自己焼戻し効果を一部利用することなどによる曲げ加
工性、衝撃特性の劣化を防止するため、３００ ℃以上
とする必要がある。一方、４５０ ℃を超える場合充分
な高強度を得ることができない。したがって、急冷停止
温度は４５０ ℃以下３００ ℃以上する。
態を抑えること、ベイナイト（マルテンサイトを含む）
の自己焼戻し効果を一部利用することなどによる曲げ加
工性、衝撃特性の劣化を防止するため、３００ ℃以上
とする必要がある。一方、４５０ ℃を超える場合充分
な高強度を得ることができない。したがって、急冷停止
温度は４５０ ℃以下３００ ℃以上する。
【００３６】急冷停止後は徐冷するが、上記したマルテ
ンサイト変態の抑制効果、自己焼戻し効果により、曲げ
加工性、衝撃特性の劣化を防止するため、２００ ℃以
下までを、５℃／秒以下の速度で徐冷するものとする。 なお、徐冷はより低温まで行ってもよいが、その限度は
設備上の制約で決定されるもので２００ ℃以下であれ
ば材質に及ぼす悪影響はない。
ンサイト変態の抑制効果、自己焼戻し効果により、曲げ
加工性、衝撃特性の劣化を防止するため、２００ ℃以
下までを、５℃／秒以下の速度で徐冷するものとする。 なお、徐冷はより低温まで行ってもよいが、その限度は
設備上の制約で決定されるもので２００ ℃以下であれ
ば材質に及ぼす悪影響はない。
【００３７】
【実施例】実施例１
表１及び表２に示す成分組成の、この発明の適合鋼５種
類（表１）及び比較鋼１２種類（表２）を溶製して鋼ス
ラブとし、これらの鋼スラブを素材として、表３に示す
熱延、冷延条件で板厚０．８ｍｍ の冷延鋼板とし、表
４に示す焼鈍条件で焼鈍した。
類（表１）及び比較鋼１２種類（表２）を溶製して鋼ス
ラブとし、これらの鋼スラブを素材として、表３に示す
熱延、冷延条件で板厚０．８ｍｍ の冷延鋼板とし、表
４に示す焼鈍条件で焼鈍した。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】焼鈍をおえたこれらの鋼板について、引張
特性、組織、曲げ加工性、衝撃特性を調査した。引張特
性は、ＪＩＳ５号試験片を用いて通常の手順で行い、曲
げ加工性は、曲げ半径を変えて１８０゜曲げを行い、割
れ発生の臨界曲げ半径で評価し、衝撃特性は、絞り比１
．８ でコニカルカップに絞りぬき、−４０℃でその頂
部に１０ｋｇのおもりを８０ｃｍの高さから落下衝突さ
せて割れの発生の有無で判定した。
特性、組織、曲げ加工性、衝撃特性を調査した。引張特
性は、ＪＩＳ５号試験片を用いて通常の手順で行い、曲
げ加工性は、曲げ半径を変えて１８０゜曲げを行い、割
れ発生の臨界曲げ半径で評価し、衝撃特性は、絞り比１
．８ でコニカルカップに絞りぬき、−４０℃でその頂
部に１０ｋｇのおもりを８０ｃｍの高さから落下衝突さ
せて割れの発生の有無で判定した。
【００４３】これらの調査結果を表５（適合例）及び表
６（比較例）に示す。
６（比較例）に示す。
【００４４】
【表５】
【００４５】
【表６】
【００４６】表６から明らかなように、比較例は、それ
ぞれ、引張特性、曲げ加工性、衝撃特性などで劣ってい
たり、製造工程における冷延が困難であったり、また、
後工程の化成処理不良を起こしたりしている。
ぞれ、引張特性、曲げ加工性、衝撃特性などで劣ってい
たり、製造工程における冷延が困難であったり、また、
後工程の化成処理不良を起こしたりしている。
【００４７】これに対し、表５のこの発明の適合例は、
十分高い引張強度（ＴＳ）を有しながら良好な延性（Ｅ
Ｌ）、曲げ加工性、さらに優れた衝撃特性を有している
。
十分高い引張強度（ＴＳ）を有しながら良好な延性（Ｅ
Ｌ）、曲げ加工性、さらに優れた衝撃特性を有している
。
【００４８】特に衝撃特性は、衝撃吸収能を要求される
ドアーインパクトビームや、バンパー等に用いられるこ
とを考えれば極めて重要な特性であることを考えると、
適合例は、これらの用途に用いて好適であるといえる。
ドアーインパクトビームや、バンパー等に用いられるこ
とを考えれば極めて重要な特性であることを考えると、
適合例は、これらの用途に用いて好適であるといえる。
【００４９】なお、ＹＲは連続焼鈍温度と関係があり、
焼鈍温度を高くするとＹＲも高くなることが判明した。
焼鈍温度を高くするとＹＲも高くなることが判明した。
【００５０】実施例２
この発明に適合する表７に示す成分組成の鋼を溶製して
鋼スラブとし、この鋼スラブを素材として表８に示す各
熱延、冷延及び焼鈍条件で板厚１．４ ｍｍの鋼板を製
造し、実施例１と同じ条件で引張特性、曲げ加工性を調
査した。
鋼スラブとし、この鋼スラブを素材として表８に示す各
熱延、冷延及び焼鈍条件で板厚１．４ ｍｍの鋼板を製
造し、実施例１と同じ条件で引張特性、曲げ加工性を調
査した。
【００５１】
【表７】
【００５２】
【表８】
【００５３】この結果は表９に示す通りで、この発明の
製造条件の適合例は、目的とする引張特性、良好な曲げ
加工性が得られているが、この発明の製造条件を外れた
比較例は、それぞれ、引張特性、曲げ加工性が劣ったり
、製造上の問題を有したりしている。
製造条件の適合例は、目的とする引張特性、良好な曲げ
加工性が得られているが、この発明の製造条件を外れた
比較例は、それぞれ、引張特性、曲げ加工性が劣ったり
、製造上の問題を有したりしている。
【００５４】
【表９】
【００５５】なお、この発明による鋼板を用いて実部品
（バンパー）への試用を試みたが、ＹＳが低いため、成
型後の形状精度が良好で、さらにはプレス型の損傷が小
さいなどの利点が確認された。
（バンパー）への試用を試みたが、ＹＳが低いため、成
型後の形状精度が良好で、さらにはプレス型の損傷が小
さいなどの利点が確認された。
【００５６】
【発明の効果】この発明は、成分組成を適正化すること
、及び熱延、冷延、焼鈍条件を適正化することによりＴ
Ｓ １００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏比８０％以下の
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超高張力冷延鋼板を得る
もので、この発明によって得られる鋼板は、高強度で衝
撃吸収能を必要とするドアーインパクトビーム、バンパ
ーなどの自動車用強度部材に用いて好適である。
、及び熱延、冷延、焼鈍条件を適正化することによりＴ
Ｓ １００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏比８０％以下の
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超高張力冷延鋼板を得る
もので、この発明によって得られる鋼板は、高強度で衝
撃吸収能を必要とするドアーインパクトビーム、バンパ
ーなどの自動車用強度部材に用いて好適である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０
．２０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下、Ｃｒ：
０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．０
０５ｗｔ ％以上０．０５０ｗｔ ％以下、Ｂ：０．０
００３ｗｔ％以上０．００２０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．
０２０ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以下、Ｐ：０．
０２０ｗｔ ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ ％以下及び Ｎ：０．０１５０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、残
留オーステナイトを５％以上１５％以下で含むベイナイ
ト主体の組織を有し、ＴＳ １００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以
上、降伏比８０％以下の特性を有することを特徴とする
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超高張力冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０
．２０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下、Ｃｒ：
０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｔｉ： ０．
０５０ｗｔ ％以下、 Ｎｂ：０．００５ｗｔ ％以上０．０５０ｗｔ ％以下
、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上０．００２０ｗｔ％以下
、Ａｌ：０．０２０ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以
下、Ｐ：０．０２０ｗｔ ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ ％以下及び Ｎ：０．０１５０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、残
留オーステナイトを５％以上１５％以下で含むベイナイ
ト主体の組織を有し、ＴＳ １００ｋｇｆ／ｍｍ２ 以
上、降伏比８０％以下の特性を有することを特徴とする
曲げ加工性、衝撃特性の良好な超高張力冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ：０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０
．２０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下、Ｃｒ：
０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．０
０５ｗｔ ％以上０．０５０ｗｔ ％以下、Ｂ：０．０
００３ｗｔ％以上０．００２０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．
０２０ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以下、Ｐ：０．
０２０ｗｔ ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ ％以下及び Ｎ：０．０１５０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成に調製した
鋼スラブを素材として、１２００℃以上に加熱して熱間
圧延し、８００ ℃以上の温度で仕上げ圧延を行った後
、冷却し、７５０ ℃以下５５０ ℃以上の所定温度で
コイルに巻取り、その後、酸洗を行い、４０％以上の圧
下率で冷間圧延し、この冷間圧延に続いて、加熱速度５
℃／秒以上の加熱速度で加熱し、８００ ℃以上９００
℃以下の所定温度にて２０秒以上３００秒以下の時間
均熱する連続焼鈍を行った後、２０℃／秒以上の冷却速
度で４５０ ℃以下３００ ℃以上の所定温度まで急冷
し、つづいて、５℃／秒以下の冷却速度で２００℃以下
の温度まで徐冷することを特徴とする曲げ加工性、衝撃
特性の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃ：０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０
．２０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ ％以上３．５ｗｔ ％以下、Ｃｒ：
０．２０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｔｉ： ０．
０５０ｗｔ ％以下 Ｎｂ：０．００５ｗｔ ％以上０．０５０ｗｔ ％以下
、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上０．００２０ｗｔ％以下
、Ａｌ：０．０２０ｗｔ ％以上０．１００ｗｔ ％以
下、Ｐ：０．０２０ｗｔ ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ ％以下及び Ｎ：０．０１５０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成に調製した
鋼スラブを素材として、１２００℃以上に加熱して熱間
圧延し、８００ ℃以上の温度で仕上げ圧延を行った後
、冷却し、７５０ ℃以下５５０ ℃以上の所定温度で
コイルに巻取り、その後、酸洗を行い、４０％以上の圧
下率で冷間圧延し、この冷間圧延に続いて、加熱速度５
℃／秒以上の加熱速度で加熱し、８００ ℃以上９００
℃以下の所定温度にて２０秒以上３００秒以下の時間
均熱する連続焼鈍を行った後、２０℃／秒以上の冷却速
度で４５０ ℃以下３００ ℃以上の所定温度まで急冷
し、つづいて、５℃／秒以下の冷却速度で２００℃以下
の温度まで徐冷することを特徴とする曲げ加工性、衝撃
特性の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法。
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