JPH0734136A - 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0734136A JPH0734136A JP19875493A JP19875493A JPH0734136A JP H0734136 A JPH0734136 A JP H0734136A JP 19875493 A JP19875493 A JP 19875493A JP 19875493 A JP19875493 A JP 19875493A JP H0734136 A JPH0734136 A JP H0734136A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｃ ０．０７０〜０．２０％，Ｍｎ ０．５
０〜１．５０％を含む鋼に超急速加熱焼鈍を施すことに
より、高い強度、高延性、穴拡げ性、高ＢＨ性を有する
綱板を製造する。 【構成】 Ｃ：０．０７０〜０．２００％，Ｓｉ：≦
０．３０％，Ｍｎ：０．５０〜１．５０％，Ｐ：≦０．
０３０％，Ｓ：≦０．０２５％，ｓｏｌ Ａｌ：０．０
０２〜０．１００％，Ｎ：≦０．０１２％，残部不可避
的不純物及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間圧延条件で
加熱、熱間圧延を行い、巻取り熱延鋼帯となした後、冷
間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて少なくとも５００
℃以上の温度域を３００〜２０００℃／ｓで７３０〜８
３０℃に加熱しその温度域で２秒以下滞在せしめ、１０
０〜５００℃／ｓの冷却速度で冷却した後、０．５〜
５．０％の調質圧延を施す。
０〜１．５０％を含む鋼に超急速加熱焼鈍を施すことに
より、高い強度、高延性、穴拡げ性、高ＢＨ性を有する
綱板を製造する。 【構成】 Ｃ：０．０７０〜０．２００％，Ｓｉ：≦
０．３０％，Ｍｎ：０．５０〜１．５０％，Ｐ：≦０．
０３０％，Ｓ：≦０．０２５％，ｓｏｌ Ａｌ：０．０
０２〜０．１００％，Ｎ：≦０．０１２％，残部不可避
的不純物及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間圧延条件で
加熱、熱間圧延を行い、巻取り熱延鋼帯となした後、冷
間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて少なくとも５００
℃以上の温度域を３００〜２０００℃／ｓで７３０〜８
３０℃に加熱しその温度域で２秒以下滞在せしめ、１０
０〜５００℃／ｓの冷却速度で冷却した後、０．５〜
５．０％の調質圧延を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車の車体など、成形
加工用途に供される高強度冷延薄鋼板の製造方法に関
し、焼付け硬化性を有する加工性高強度冷延鋼板の製造
に関するものである。
加工用途に供される高強度冷延薄鋼板の製造方法に関
し、焼付け硬化性を有する加工性高強度冷延鋼板の製造
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の車体外装板等には従来から車体
軽量化のために高強度鋼板が広く使用されている。この
ような自動車用の高強度鋼板としては、プレス加工で代
表される成形加工が施されることから、比較的軟質で成
形加工性が良いことが必要であると同時に、自動車車体
外装板等に要求される充分な強度を有することが必要で
ある。
軽量化のために高強度鋼板が広く使用されている。この
ような自動車用の高強度鋼板としては、プレス加工で代
表される成形加工が施されることから、比較的軟質で成
形加工性が良いことが必要であると同時に、自動車車体
外装板等に要求される充分な強度を有することが必要で
ある。
【０００３】加工性としては特に全伸び、穴広げ性等が
自動車用高強度冷延鋼板には重要である。穴拡げ性は２
５０ｍｍ角試験片に直径２０ｍｍの初期穴（ｄ0 ）を打
ち抜き、バリを外側にし３０°円錐ポンチで穴を押し広
げる方法で割れが貫通した時点の穴径（ｄ）を測定し、
穴拡げ比（ｄ／ｄ0 ）で評価するが、例えば「材料とプ
ロセス」１（１９８８）Ｐ８８１、「材料とプロセス」
４（１９９１）Ｐ７８１、「材料とプロセス」４（１９
９１）Ｐ２０２５などにも有るように、２相組織鋼板は
充分な穴広げ性を有しないことが知られており、高強度
冷延鋼板の自動車への適用拡大を難しくしている。この
ため、穴広げ性を確保するためにはフェライト単相組織
で析出強化を用いた鋼板などが考えられているが、この
場合には全伸び、ｎ値が低下するなど問題がある。
自動車用高強度冷延鋼板には重要である。穴拡げ性は２
５０ｍｍ角試験片に直径２０ｍｍの初期穴（ｄ0 ）を打
ち抜き、バリを外側にし３０°円錐ポンチで穴を押し広
げる方法で割れが貫通した時点の穴径（ｄ）を測定し、
穴拡げ比（ｄ／ｄ0 ）で評価するが、例えば「材料とプ
ロセス」１（１９８８）Ｐ８８１、「材料とプロセス」
４（１９９１）Ｐ７８１、「材料とプロセス」４（１９
９１）Ｐ２０２５などにも有るように、２相組織鋼板は
充分な穴広げ性を有しないことが知られており、高強度
冷延鋼板の自動車への適用拡大を難しくしている。この
ため、穴広げ性を確保するためにはフェライト単相組織
で析出強化を用いた鋼板などが考えられているが、この
場合には全伸び、ｎ値が低下するなど問題がある。
【０００４】また、強度に関しては、最近では成形時に
は比較的軟質であって成型後の塗装焼付け工程で時効硬
化により強度が上昇する特性を有する鋼板、すなわち焼
付け硬化性が大きい鋼板が使用されるようになってい
る。焼付け硬化性の指標となる焼き付け硬化量は、一般
に次のようにして測定される。すなわち、先ずプレス成
型に相当する２％程度の予歪みを与えておき、その後焼
付け処理に相当する１７０℃×２０分間の熱処理を行
う。そして２％予歪み時の変形応力と熱処理後の降伏応
力との差を算出し、その値を焼き付け硬化量とする。
は比較的軟質であって成型後の塗装焼付け工程で時効硬
化により強度が上昇する特性を有する鋼板、すなわち焼
付け硬化性が大きい鋼板が使用されるようになってい
る。焼付け硬化性の指標となる焼き付け硬化量は、一般
に次のようにして測定される。すなわち、先ずプレス成
型に相当する２％程度の予歪みを与えておき、その後焼
付け処理に相当する１７０℃×２０分間の熱処理を行
う。そして２％予歪み時の変形応力と熱処理後の降伏応
力との差を算出し、その値を焼き付け硬化量とする。
【０００５】ところで従来の焼付け硬化性を有する鋼板
としては種々のものがあるが、最近では特に高い焼付け
硬化性を有する高強度高延性鋼板として、例えば「日本
金属学会報」１９（１９８０）Ｐ４３９あるいは「日本
金属学会報」１９（１９８０）Ｐ１０、「鉄と鋼」６８
（１９８２）Ｐ１３４８に記載されているような２相組
織鋼板（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板）などが知られてい
る。
としては種々のものがあるが、最近では特に高い焼付け
硬化性を有する高強度高延性鋼板として、例えば「日本
金属学会報」１９（１９８０）Ｐ４３９あるいは「日本
金属学会報」１９（１９８０）Ｐ１０、「鉄と鋼」６８
（１９８２）Ｐ１３４８に記載されているような２相組
織鋼板（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板）などが知られてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従来の一般的な焼付け
硬化性を有する鋼板では、焼付け硬化量は５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2程度に過ぎず強度も６０ｋｇｆ／ｍｍ2以下である。
また、従来の２相組織鋼板では強度と延性のバランスは
良好であるが、焼付け硬化量は１０ｋｇｆ／ｍｍ2に満
たず、前述したように穴広げ性も良くない。本発明は以
上の事情を鑑み、鋼板強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上
で、高い焼付け硬化性、具体的には１０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の焼付け硬化量を示し、穴広げ性など良好な加工性
を有する高強度冷延鋼板を生産性よく製造する方法を提
供することを目的としている。
硬化性を有する鋼板では、焼付け硬化量は５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2程度に過ぎず強度も６０ｋｇｆ／ｍｍ2以下である。
また、従来の２相組織鋼板では強度と延性のバランスは
良好であるが、焼付け硬化量は１０ｋｇｆ／ｍｍ2に満
たず、前述したように穴広げ性も良くない。本発明は以
上の事情を鑑み、鋼板強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上
で、高い焼付け硬化性、具体的には１０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の焼付け硬化量を示し、穴広げ性など良好な加工性
を有する高強度冷延鋼板を生産性よく製造する方法を提
供することを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決する方法について、成分含有量、熱延条件、連続
焼鈍条件について総合的に研究を行い、加工性の優れた
高強度冷延鋼板を生産性よく製造しうる方法を見出した
ものである。
を解決する方法について、成分含有量、熱延条件、連続
焼鈍条件について総合的に研究を行い、加工性の優れた
高強度冷延鋼板を生産性よく製造しうる方法を見出した
ものである。
【０００８】本発明の要旨は下記の通りである。重量で
Ｃ：０．０７０〜０．２００％、Ｓｉ：≦０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：≦０．０３０％、
Ｓ：≦０．０２５％、ｓｏｌ Ａｌ：０．００２〜０．
１００％、Ｎ：≦０．０１２０％、残部不可避的不純物
及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間圧延条件で加熱、熱
間圧延を行い、巻取り熱延鋼帯となした後、冷間圧延を
行い、その後、連続焼鈍にて少なくとも５００℃以上の
温度域を３００〜２０００℃／ｓで７３０〜８３０℃に
加熱しその温度域で２秒以下滞在せしめ、１００〜５０
０℃／ｓの冷却速度で冷却した後、０．５〜５．０％の
調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高強
度冷延鋼板の製造方法。
Ｃ：０．０７０〜０．２００％、Ｓｉ：≦０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：≦０．０３０％、
Ｓ：≦０．０２５％、ｓｏｌ Ａｌ：０．００２〜０．
１００％、Ｎ：≦０．０１２０％、残部不可避的不純物
及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間圧延条件で加熱、熱
間圧延を行い、巻取り熱延鋼帯となした後、冷間圧延を
行い、その後、連続焼鈍にて少なくとも５００℃以上の
温度域を３００〜２０００℃／ｓで７３０〜８３０℃に
加熱しその温度域で２秒以下滞在せしめ、１００〜５０
０℃／ｓの冷却速度で冷却した後、０．５〜５．０％の
調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高強
度冷延鋼板の製造方法。
【０００９】以下に本発明について詳細に述べる。本発
明者らは、鋼板強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である加
工性に優れた高強度冷延鋼板を生産性よく製造する方法
について、成分含有量、熱延条件、連続焼鈍条件につい
て総合的に検討し、鋼の成分の内Ｃ含有量を０．０７
０〜０．２００％，Ｍｎ含有量を０．５０〜２．０％と
した上で、連続焼鈍の加熱に於いて少なくとも５００
℃以上の温度域を３００〜２０００℃／ｓで７３０〜８
３０℃に加熱その温度域で２秒以下滞在せしめること、
再結晶焼鈍後の冷却を１００〜５００℃／ｓの冷却速
度で冷却すること、を主ポイントとすることにより、極
めてコンパクトな連続焼鈍設備で、鋼板強度が６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上、かつ焼付け硬化量は１０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上である、加工性に優れた高強度冷延鋼板を生産性
よく製造することが可能となることを見いだしたもので
ある。
明者らは、鋼板強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である加
工性に優れた高強度冷延鋼板を生産性よく製造する方法
について、成分含有量、熱延条件、連続焼鈍条件につい
て総合的に検討し、鋼の成分の内Ｃ含有量を０．０７
０〜０．２００％，Ｍｎ含有量を０．５０〜２．０％と
した上で、連続焼鈍の加熱に於いて少なくとも５００
℃以上の温度域を３００〜２０００℃／ｓで７３０〜８
３０℃に加熱その温度域で２秒以下滞在せしめること、
再結晶焼鈍後の冷却を１００〜５００℃／ｓの冷却速
度で冷却すること、を主ポイントとすることにより、極
めてコンパクトな連続焼鈍設備で、鋼板強度が６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上、かつ焼付け硬化量は１０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上である、加工性に優れた高強度冷延鋼板を生産性
よく製造することが可能となることを見いだしたもので
ある。
【００１０】図１は、本発明の効果を示した図である。
Ｃ含有量が０．１２％でＭｎ含有量を変化させたＡｌ−
Ｋ鋼を、熱間圧延時の巻き取り温度を５５０℃とし、本
発明の方法で製造した。板厚が０．８０ｍｍの冷間圧延
後の鋼板を図２に示すヒートサイクルで焼鈍を行い、
１．０％の調質圧延を施し、引っ張り強さとＭｎ量の関
係を示した。
Ｃ含有量が０．１２％でＭｎ含有量を変化させたＡｌ−
Ｋ鋼を、熱間圧延時の巻き取り温度を５５０℃とし、本
発明の方法で製造した。板厚が０．８０ｍｍの冷間圧延
後の鋼板を図２に示すヒートサイクルで焼鈍を行い、
１．０％の調質圧延を施し、引っ張り強さとＭｎ量の関
係を示した。
【００１１】図１から、鋼の成分のうち特にＭｎ含有
量を０．５０％以上とした上で、連続焼鈍の加熱に於
いて１０００℃／ｓのような超急速加熱し、その温度域
で０．１ｓｅｃのような極短時間の保定後、３００℃
／ｓの冷却速度で冷却することによって、比較サイクル
のような徐加熱し均熱時間の長いサイクルに比べ大幅な
強度上昇が得られるという全く新しい知見が得られた。
本発明者等はこのことに付いて、得られた試料の組織を
調査した結果、本発明の範囲で作られたサンプルは比較
サイクルＢに比べ微細で均一な複合組織となっているこ
とが判明し、これが本発明の方法で強度上昇がはかれる
原因であることが分かった。
量を０．５０％以上とした上で、連続焼鈍の加熱に於
いて１０００℃／ｓのような超急速加熱し、その温度域
で０．１ｓｅｃのような極短時間の保定後、３００℃
／ｓの冷却速度で冷却することによって、比較サイクル
のような徐加熱し均熱時間の長いサイクルに比べ大幅な
強度上昇が得られるという全く新しい知見が得られた。
本発明者等はこのことに付いて、得られた試料の組織を
調査した結果、本発明の範囲で作られたサンプルは比較
サイクルＢに比べ微細で均一な複合組織となっているこ
とが判明し、これが本発明の方法で強度上昇がはかれる
原因であることが分かった。
【００１２】このような強度上昇がはかれる組織が得ら
れるメカニズムに付いては必ずしも充分に解明できてい
ないが、Ｍｎ量が０．５％以上且つＣ含有量がある程度
以上ある鋼の場合は、徐加熱焼鈍の場合は、温度が上昇
し２相域にはいるとＣが拡散する時間が充分にあるため
α相とγ相の２相分離が充分に進行すると共にα相の粒
成長が起こる結果、急冷によって強度上昇が可能なγ相
のボリュームが少なくなりサイクルＢのように３００℃
／ｓのような急冷を行っても強度上昇が得られなくな
る。ところが、急速加熱の場合は、Ｃが拡散する時間が
殆ど無いので２相分解が進まず粒成長も抑制され均熱温
度に到達した時点では微細均一でγ相のボリュームも多
い２層状態にあり、均熱時間が短ければその状態が保た
れ、その後の急冷によって強度の高い焼き入れ組織のボ
リュームも多く微細で均一な複合組織となったと考えら
れる。
れるメカニズムに付いては必ずしも充分に解明できてい
ないが、Ｍｎ量が０．５％以上且つＣ含有量がある程度
以上ある鋼の場合は、徐加熱焼鈍の場合は、温度が上昇
し２相域にはいるとＣが拡散する時間が充分にあるため
α相とγ相の２相分離が充分に進行すると共にα相の粒
成長が起こる結果、急冷によって強度上昇が可能なγ相
のボリュームが少なくなりサイクルＢのように３００℃
／ｓのような急冷を行っても強度上昇が得られなくな
る。ところが、急速加熱の場合は、Ｃが拡散する時間が
殆ど無いので２相分解が進まず粒成長も抑制され均熱温
度に到達した時点では微細均一でγ相のボリュームも多
い２層状態にあり、均熱時間が短ければその状態が保た
れ、その後の急冷によって強度の高い焼き入れ組織のボ
リュームも多く微細で均一な複合組織となったと考えら
れる。
【００１３】また、本発明法によると、従来の低い加熱
速度による方法に比べると、穴拡げ性も同時に改善され
ることが分かった。従来法で焼鈍した場合には、穴広げ
比は１．４〜１．６程度に過ぎないが、加熱速度が１０
００℃／ｓと高い場合には１．７以上を示すようになっ
た。これは、「材料とプロセス」４（１９９１）Ｐ７８
１に一部記載されているように、組織の微細化による改
善効果と理解できる。
速度による方法に比べると、穴拡げ性も同時に改善され
ることが分かった。従来法で焼鈍した場合には、穴広げ
比は１．４〜１．６程度に過ぎないが、加熱速度が１０
００℃／ｓと高い場合には１．７以上を示すようになっ
た。これは、「材料とプロセス」４（１９９１）Ｐ７８
１に一部記載されているように、組織の微細化による改
善効果と理解できる。
【００１４】又、図１からは、Ｍｎ含有量が０．３％の
ように低い場合には、例え、連続焼鈍条件が本発明の条
件の方法であっても比較サイクルＢとほぼ同等な強度し
か得られず、Ｍｎ含有量を０．５０％以上にすることの
重要性がよくわかる。
ように低い場合には、例え、連続焼鈍条件が本発明の条
件の方法であっても比較サイクルＢとほぼ同等な強度し
か得られず、Ｍｎ含有量を０．５０％以上にすることの
重要性がよくわかる。
【００１５】尚、図１に示す本発明範囲の鋼の調圧後の
Ｅｌは７〜２０％と極めて良好な特性値が得られ、曲げ
加工性、穴拡げ性を含めて、鋼板の加工性は良好であっ
た。以下に製造条件について詳細に述べる。
Ｅｌは７〜２０％と極めて良好な特性値が得られ、曲げ
加工性、穴拡げ性を含めて、鋼板の加工性は良好であっ
た。以下に製造条件について詳細に述べる。
【００１６】Ｃは、前述のように強度を確保する上で重
要な元素で、０．０７％未満では目標とする強度が得ら
れなくなるので、０．０７％を下限とした。また０．２
０％超では、強度が高くなり過ぎ加工性の劣化が著しく
なるので０．２０％を上限値とした。
要な元素で、０．０７％未満では目標とする強度が得ら
れなくなるので、０．０７％を下限とした。また０．２
０％超では、強度が高くなり過ぎ加工性の劣化が著しく
なるので０．２０％を上限値とした。
【００１７】Ｍｎ含有量は、前述のように強度を確保す
る上で重要な元素で、０．５％未満では目標とする強度
が得られなくなるので、０．５％を下限とした。また
１．５０％超では、強度が高くなり過ぎ加工性の劣化が
著しくなるので１．５０％を上限値とした。
る上で重要な元素で、０．５％未満では目標とする強度
が得られなくなるので、０．５％を下限とした。また
１．５０％超では、強度が高くなり過ぎ加工性の劣化が
著しくなるので１．５０％を上限値とした。
【００１８】Ｓｉは、これを多く含み過ぎると表面の酸
化に起因する問題が増加するため、その上限を０．３０
％とした。下限は、これが低くても特に問題を起こさな
いので制限を加える必要はない。
化に起因する問題が増加するため、その上限を０．３０
％とした。下限は、これが低くても特に問題を起こさな
いので制限を加える必要はない。
【００１９】Ｐは、鋼板の二次加工割れを誘起するので
上限を０．０３％とした。下限は、これが低くても特に
何も問題を起こさないので制限を加える必要はない。
上限を０．０３％とした。下限は、これが低くても特に
何も問題を起こさないので制限を加える必要はない。
【００２０】Ｓは加工性の観点から低い方が望ましい
が、あまり低く制限すると製造コストが嵩むため、比較
的容易に達成できる範囲で、尚且つ実質的な悪影響を与
えないという条件から、その上限を０．０２５％とし
た。
が、あまり低く制限すると製造コストが嵩むため、比較
的容易に達成できる範囲で、尚且つ実質的な悪影響を与
えないという条件から、その上限を０．０２５％とし
た。
【００２１】ｓｏｌ Ａｌは、脱酸剤として用いられ、
０．００２％は残留するので下限値を０．００２％とし
た。又、０．１００％以上になると鋳造時に溶鋼の空気
酸化が起こり易くなり介在物量が増え、加工性を劣化さ
せるようになるので０．１００％を上限値とした。
０．００２％は残留するので下限値を０．００２％とし
た。又、０．１００％以上になると鋳造時に溶鋼の空気
酸化が起こり易くなり介在物量が増え、加工性を劣化さ
せるようになるので０．１００％を上限値とした。
【００２２】Ｎは強化元素として利用できる有用な元素
であり必要に応じ添加すればよい。しかし、０．０１２
０％超含有すると鋳片に気泡が生じるようになるので上
限値を０．０１２０％とした。尚、Ｎはいくら少なくと
も、材質に悪影響を及ぼすこともなく、強度もＣ、Ｍｎ
等で確保できるので特に規制する必要がない。
であり必要に応じ添加すればよい。しかし、０．０１２
０％超含有すると鋳片に気泡が生じるようになるので上
限値を０．０１２０％とした。尚、Ｎはいくら少なくと
も、材質に悪影響を及ぼすこともなく、強度もＣ、Ｍｎ
等で確保できるので特に規制する必要がない。
【００２３】熱延条件は、特に規制する必要がなく通常
の熱延条件でよい。尚、巻き取り温度は（以下Ｃ．Ｔと
記す）６７０℃未満の方が、熱延板のセメンタイト或い
はパーライト組織が細かく均一に分散するので、焼鈍板
の複合組織を均一で微細化するのに好都合となるので、
６７０℃未満の巻き取り温度のほうが好ましい。冷間圧
延は、特に規制する必要がなく、通常の冷延鋼板を製造
する冷間圧延条件で行えばよい。
の熱延条件でよい。尚、巻き取り温度は（以下Ｃ．Ｔと
記す）６７０℃未満の方が、熱延板のセメンタイト或い
はパーライト組織が細かく均一に分散するので、焼鈍板
の複合組織を均一で微細化するのに好都合となるので、
６７０℃未満の巻き取り温度のほうが好ましい。冷間圧
延は、特に規制する必要がなく、通常の冷延鋼板を製造
する冷間圧延条件で行えばよい。
【００２４】連続焼鈍の再結晶焼鈍の加熱速度は、本発
明の最も重要なポイントで、その効果並びにそのメカニ
ズムは先に推察した通りである。加熱速度が３００℃／
ｓ未満では超急速加熱効果が得られず目的とする強度が
得られなくなるので３００℃／ｓを下限値とした。尚、
２０００℃／ｓ超の加熱速度ではあまりにも加熱速度が
速すぎるため加熱の到達温度の制御が不安定となり安定
した品質が得難くなるので２０００℃／ｓを上限とし
た。尚、この様な超急速加熱の効果は、種々の調査の結
果、少なくとも５００℃以上の温度域を３００℃／ｓ以
上の加熱速度で行えば超急速加熱の効果が得られること
がわかったので、少なくとも３００℃／ｓ以上の超急速
加熱を行う必要がある温度域を５００℃以上とした。
明の最も重要なポイントで、その効果並びにそのメカニ
ズムは先に推察した通りである。加熱速度が３００℃／
ｓ未満では超急速加熱効果が得られず目的とする強度が
得られなくなるので３００℃／ｓを下限値とした。尚、
２０００℃／ｓ超の加熱速度ではあまりにも加熱速度が
速すぎるため加熱の到達温度の制御が不安定となり安定
した品質が得難くなるので２０００℃／ｓを上限とし
た。尚、この様な超急速加熱の効果は、種々の調査の結
果、少なくとも５００℃以上の温度域を３００℃／ｓ以
上の加熱速度で行えば超急速加熱の効果が得られること
がわかったので、少なくとも３００℃／ｓ以上の超急速
加熱を行う必要がある温度域を５００℃以上とした。
【００２５】再結晶焼鈍時の焼鈍温度は、７３０℃未満
では強度の確保に必要なγ層のボリュームが得られない
ので７３０℃を下限値とした。尚、焼鈍温度が８３０℃
超になると均熱帯を通過するときに鋼板が軟化し延び易
くなり通板性が悪くなるので８３０℃を上限値とした。
では強度の確保に必要なγ層のボリュームが得られない
ので７３０℃を下限値とした。尚、焼鈍温度が８３０℃
超になると均熱帯を通過するときに鋼板が軟化し延び易
くなり通板性が悪くなるので８３０℃を上限値とした。
【００２６】再結晶焼鈍時の均熱時間は、２．０ｓｅｃ
超では、α、γの二層分離が起こり軟質化するので上限
値を２．０ｓｅｃとした。尚、超急速加熱焼鈍では均熱
時間がなくとも再結晶は起き強度も確保できるので均熱
時間の下限値は規制する必要がない。
超では、α、γの二層分離が起こり軟質化するので上限
値を２．０ｓｅｃとした。尚、超急速加熱焼鈍では均熱
時間がなくとも再結晶は起き強度も確保できるので均熱
時間の下限値は規制する必要がない。
【００２７】再結晶焼鈍後の冷却条件は、均熱時の微細
且つ均質なα、γの二層状態から急冷によって強度の高
い微細で均質な複合組織を得るために必須な条件で、１
００℃／ｓ未満では必要な強度が得られなくなるので下
限値を１００℃／ｓとした。尚、５００℃／ｓ超では均
一な冷却が困難となりコイルの形状が悪くなるようにな
るので５００℃／ｓを上限値とした。尚、急冷は、少な
くとも４００℃まで１００℃／ｓ以上の冷却速度で行え
ば所定の強度が得られるので必ずしも室温まで急冷する
必要はなく、４００℃未満の温度域は放冷でも強制空冷
でも材質に殆ど影響を及ぼさないので特に規制しなかっ
た。
且つ均質なα、γの二層状態から急冷によって強度の高
い微細で均質な複合組織を得るために必須な条件で、１
００℃／ｓ未満では必要な強度が得られなくなるので下
限値を１００℃／ｓとした。尚、５００℃／ｓ超では均
一な冷却が困難となりコイルの形状が悪くなるようにな
るので５００℃／ｓを上限値とした。尚、急冷は、少な
くとも４００℃まで１００℃／ｓ以上の冷却速度で行え
ば所定の強度が得られるので必ずしも室温まで急冷する
必要はなく、４００℃未満の温度域は放冷でも強制空冷
でも材質に殆ど影響を及ぼさないので特に規制しなかっ
た。
【００２８】調質圧延は、降伏点伸びを消去すると共に
形状を矯正するのに有効な手段で、０．５％以上の調質
圧延率が必要である。又、調質圧延率は降伏点を上昇さ
せるのには効果的な方法であるので必要に応じて調質圧
延率を増やせばよいが、５．０％超ではＥｌの劣化が大
きくなるので上限値を５．０％とした。
形状を矯正するのに有効な手段で、０．５％以上の調質
圧延率が必要である。又、調質圧延率は降伏点を上昇さ
せるのには効果的な方法であるので必要に応じて調質圧
延率を増やせばよいが、５．０％超ではＥｌの劣化が大
きくなるので上限値を５．０％とした。
【００２９】
【実施例】以下に本発明の効果を実施例により説明す
る。表１に示す成分、熱延条件で３．２ｍｍの熱延鋼帯
を製造し、冷間圧延した０．８０ｍｍの冷延鋼板を図３
に示すヒートサイクルで表２に示す条件で連続焼鈍を行
い、１．２％の調質圧延を施し、冷延鋼板を得た。得ら
れた鋼板を引張り試験に供し、引っ張り強さ（ＴＳ）、
全伸び（Ｅｌ）を測定すると共に、得られた鋼板に２％
の引張り歪みを与えた後、１７０℃×２０ｍｉｎの焼付
け処理を行い、焼付け硬化（ＢＨ）量を測定した。ま
た、穴拡げ性は２５０ｍｍ角試験片に直径２０ｍｍの初
期穴（ｄ0 ）を打ち抜き、バリを外側にし３０°円錐ポ
ンチで穴を押し広げる方法で割れが貫通した時点の穴径
（ｄ）を測定し、穴拡げ比（ｄ／ｄ0）で評価した。こ
れらの結果を表２に示す。
る。表１に示す成分、熱延条件で３．２ｍｍの熱延鋼帯
を製造し、冷間圧延した０．８０ｍｍの冷延鋼板を図３
に示すヒートサイクルで表２に示す条件で連続焼鈍を行
い、１．２％の調質圧延を施し、冷延鋼板を得た。得ら
れた鋼板を引張り試験に供し、引っ張り強さ（ＴＳ）、
全伸び（Ｅｌ）を測定すると共に、得られた鋼板に２％
の引張り歪みを与えた後、１７０℃×２０ｍｉｎの焼付
け処理を行い、焼付け硬化（ＢＨ）量を測定した。ま
た、穴拡げ性は２５０ｍｍ角試験片に直径２０ｍｍの初
期穴（ｄ0 ）を打ち抜き、バリを外側にし３０°円錐ポ
ンチで穴を押し広げる方法で割れが貫通した時点の穴径
（ｄ）を測定し、穴拡げ比（ｄ／ｄ0）で評価した。こ
れらの結果を表２に示す。
【００３０】鋼Ａは、Ｍｎ量が０．２５％と低く外れた
成分範囲の製造条件のものである。鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅは
本願の発明の方法の範囲内の製造条件のもので、鋼Ｂ、
Ｃ、ＤはＣ、Ｍｎを変化させた成分例のもので、鋼Ｅは
本願の発明の方法の範囲でＮを０．００９８％と多く添
加した成分例のものである。試料１、２、７、８は比較
例で、何れも目標とする張っ張り強さの６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2未満である。試料３、４、５、６は、本発明の方法
の実施例で、何れも目標とする引っ張り強度が６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上で且つ、Ｅｌも１５〜２０％と優れた特
性値が得られ、また、焼付け硬化量も１０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上あり、本願の発明の方法が狙いとする材質を製造
できることが分かる。
成分範囲の製造条件のものである。鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅは
本願の発明の方法の範囲内の製造条件のもので、鋼Ｂ、
Ｃ、ＤはＣ、Ｍｎを変化させた成分例のもので、鋼Ｅは
本願の発明の方法の範囲でＮを０．００９８％と多く添
加した成分例のものである。試料１、２、７、８は比較
例で、何れも目標とする張っ張り強さの６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2未満である。試料３、４、５、６は、本発明の方法
の実施例で、何れも目標とする引っ張り強度が６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上で且つ、Ｅｌも１５〜２０％と優れた特
性値が得られ、また、焼付け硬化量も１０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上あり、本願の発明の方法が狙いとする材質を製造
できることが分かる。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】試料１は、Ｍｎ量が低く外れ且つ連続焼鈍
条件も従来の方法である比較例で、強度が低く焼付け硬
化量も小さい。試料２は、連続焼鈍条件は本発明の方法
であるので、組織が微細化し穴広げ性は良好であった
が、Ｍｎ量が低く外れているため強度が低い。この結果
から明らかなように、Ｍｎ含有量を０．５％以上に規制
する事の重要性がよく分かる。
条件も従来の方法である比較例で、強度が低く焼付け硬
化量も小さい。試料２は、連続焼鈍条件は本発明の方法
であるので、組織が微細化し穴広げ性は良好であった
が、Ｍｎ量が低く外れているため強度が低い。この結果
から明らかなように、Ｍｎ含有量を０．５％以上に規制
する事の重要性がよく分かる。
【００３４】試料３、４、５、６は、本発明の方法の実
施例で、試料３、４、５は、Ｃ、Ｍｎ量を本発明の範囲
内で変化させた実施例で、試料６はＮ量を増やした実施
例である。何れも目標とする引っ張り強さである６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の強度と１５〜２２％の全伸びと良好
な穴広げ性を有し、且つ焼付け硬化量も１０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上が得られ、本願の発明の方法が狙いとする加工
性が優れ且つ高い焼付け硬化性を有する高強度冷延鋼板
が製造できた。
施例で、試料３、４、５は、Ｃ、Ｍｎ量を本発明の範囲
内で変化させた実施例で、試料６はＮ量を増やした実施
例である。何れも目標とする引っ張り強さである６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の強度と１５〜２２％の全伸びと良好
な穴広げ性を有し、且つ焼付け硬化量も１０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上が得られ、本願の発明の方法が狙いとする加工
性が優れ且つ高い焼付け硬化性を有する高強度冷延鋼板
が製造できた。
【００３５】試料７、８は比較例で、何れも供試鋼の製
造条件は本発明内であるが、試料７は連続焼鈍条件が加
熱温度、均熱時間、冷却速度が外れた比較例で、強度が
５０ｋｇｆ／ｍｍ2 と低く、試料８は連続焼鈍条件が冷
却速度は本発明の範囲内であるが、加熱速度、均熱時間
が外れた比較例で、強度が５５ｋｇｆ／ｍｍ2 と低い。
この結果から明らかなように、連続焼鈍の条件を本発明
の範囲に規制する事の重要性がよくわかる。以上の実施
例から、焼鈍時間が約２秒程度の極短時間の焼鈍で、加
工性に優れ、且つ高い強度と焼付け硬化性を有する鋼板
の製造が可能になることがわかる。
造条件は本発明内であるが、試料７は連続焼鈍条件が加
熱温度、均熱時間、冷却速度が外れた比較例で、強度が
５０ｋｇｆ／ｍｍ2 と低く、試料８は連続焼鈍条件が冷
却速度は本発明の範囲内であるが、加熱速度、均熱時間
が外れた比較例で、強度が５５ｋｇｆ／ｍｍ2 と低い。
この結果から明らかなように、連続焼鈍の条件を本発明
の範囲に規制する事の重要性がよくわかる。以上の実施
例から、焼鈍時間が約２秒程度の極短時間の焼鈍で、加
工性に優れ、且つ高い強度と焼付け硬化性を有する鋼板
の製造が可能になることがわかる。
【００３６】
【発明の効果】以上に本発明について詳細に説明した
が、本発明によれば、鋼板強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上で、１０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の焼付け硬化量を示し、
穴広げ性など良好な加工性を有する高強度冷延鋼板を、
生産性よく製造する事が可能となり、その工業的価値は
大である。
が、本発明によれば、鋼板強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上で、１０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の焼付け硬化量を示し、
穴広げ性など良好な加工性を有する高強度冷延鋼板を、
生産性よく製造する事が可能となり、その工業的価値は
大である。
【図１】強度に及ぼす本発明の効果を示す図である。
【図２】図１の調査実験に用いた連続焼鈍のヒートサイ
クルを示す図である。
クルを示す図である。
【図３】実施例に用いた連続焼鈍のヒートサイクルを示
す図である。
す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量でＣ：０．０７０〜０．２００％、
Ｓｉ：≦０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．０２５％、ｓｏｌ Ａ
ｌ：０．００２〜０．１００％、Ｎ：≦０．０１２％、
残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、通常の熱間
圧延条件で加熱、熱間圧延を行い、巻取り熱延鋼帯とな
した後、冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて少なく
とも５００℃以上の温度域を３００〜２０００℃／ｓで
７３０〜８３０℃に加熱しその温度域で２秒以下滞在せ
しめ、１００〜５００℃／ｓの冷却速度で冷却した後、
０．５〜５．０％の調質圧延を施すことを特徴とする、
加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19875493A JP3383017B2 (ja) | 1993-07-19 | 1993-07-19 | 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19875493A JP3383017B2 (ja) | 1993-07-19 | 1993-07-19 | 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0734136A true JPH0734136A (ja) | 1995-02-03 |
| JP3383017B2 JP3383017B2 (ja) | 2003-03-04 |
Family
ID=16396409
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19875493A Expired - Fee Related JP3383017B2 (ja) | 1993-07-19 | 1993-07-19 | 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3383017B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001090431A1 (fr) * | 2000-05-26 | 2001-11-29 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid et tole d'acier galvanisee possedant des proprietes de durcissement par ecrouissage et par precipitation et procede de production associe |
| US6372399B1 (en) | 2000-04-20 | 2002-04-16 | Toshiba Tec Kabushiki Kaisha | Developing agent, image forming apparatus |
| JP2002146478A (ja) * | 2000-11-02 | 2002-05-22 | Kawasaki Steel Corp | 高ｒ値と優れた歪時効硬化特性および常温非時効性を有する高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| US6638380B1 (en) * | 1999-10-13 | 2003-10-28 | Centre De Recherches Metallurgiques | Method for making a cold rolled steel strip for deep-drawing |
| US7067023B2 (en) | 2000-05-26 | 2006-06-27 | Jfe Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| WO2012026419A1 (ja) | 2010-08-23 | 2012-03-01 | 住友金属工業株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN103509996A (zh) * | 2013-09-25 | 2014-01-15 | 马钢(集团)控股有限公司 | 抗拉强度400MPa级高强度碳锰结构钢及其制造方法 |
-
1993
- 1993-07-19 JP JP19875493A patent/JP3383017B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6638380B1 (en) * | 1999-10-13 | 2003-10-28 | Centre De Recherches Metallurgiques | Method for making a cold rolled steel strip for deep-drawing |
| US6372399B1 (en) | 2000-04-20 | 2002-04-16 | Toshiba Tec Kabushiki Kaisha | Developing agent, image forming apparatus |
| WO2001090431A1 (fr) * | 2000-05-26 | 2001-11-29 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid et tole d'acier galvanisee possedant des proprietes de durcissement par ecrouissage et par precipitation et procede de production associe |
| US7067023B2 (en) | 2000-05-26 | 2006-06-27 | Jfe Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| US7101445B2 (en) | 2000-05-26 | 2006-09-05 | Jfe Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| JP2002146478A (ja) * | 2000-11-02 | 2002-05-22 | Kawasaki Steel Corp | 高ｒ値と優れた歪時効硬化特性および常温非時効性を有する高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2012026419A1 (ja) | 2010-08-23 | 2012-03-01 | 住友金属工業株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| US9435013B2 (en) | 2010-08-23 | 2016-09-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet and process for production thereof |
| CN103509996A (zh) * | 2013-09-25 | 2014-01-15 | 马钢(集团)控股有限公司 | 抗拉强度400MPa级高强度碳锰结构钢及其制造方法 |
| CN103509996B (zh) * | 2013-09-25 | 2016-01-20 | 马钢(集团)控股有限公司 | 抗拉强度400MPa级高强度碳锰结构钢的制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3383017B2 (ja) | 2003-03-04 |
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