JPH0830212B2 - 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0830212B2 JPH0830212B2 JP2209858A JP20985890A JPH0830212B2 JP H0830212 B2 JPH0830212 B2 JP H0830212B2 JP 2209858 A JP2209858 A JP 2209858A JP 20985890 A JP20985890 A JP 20985890A JP H0830212 B2 JPH0830212 B2 JP H0830212B2
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- cold rolled
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、加工性に優れた超高強度冷延鋼板、より詳
細には引張り強さ100kg f/mm2以上で、５〜50％の体積
率のフェライトと残部がマルテンサイトとからなる２相
組織を有する加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方
法に関する。
細には引張り強さ100kg f/mm2以上で、５〜50％の体積
率のフェライトと残部がマルテンサイトとからなる２相
組織を有する加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方
法に関する。
近年、自動車の安全性や軽量化の観点から、バンパー
およびバンパーレインホースメント、ドアインパクトバ
ーなどの補強部材に引張強度が100kg f/mm2の超高強度
冷延鋼板が使用されるようになり、これら超高強度冷延
鋼板の加工性に対する要求は次第に厳しくなっている。
およびバンパーレインホースメント、ドアインパクトバ
ーなどの補強部材に引張強度が100kg f/mm2の超高強度
冷延鋼板が使用されるようになり、これら超高強度冷延
鋼板の加工性に対する要求は次第に厳しくなっている。
超高強度冷延鋼板の製造では、マルテンサイトやベイ
ナイトのような硬い低温変態相を利用した組織強化が用
いられる。このような超高強度冷延鋼板を効率的かつ低
廉に製造するには、水焼入れタイプの連続焼鈍設備を用
いるのが有利であり、通常、Ac1点以上の再結晶加熱温
度に短時間加熱保持した後、強制空冷により所定の温度
まで冷却し、この温度から水焼入れを行い、続いて過時
効処理が施される。
ナイトのような硬い低温変態相を利用した組織強化が用
いられる。このような超高強度冷延鋼板を効率的かつ低
廉に製造するには、水焼入れタイプの連続焼鈍設備を用
いるのが有利であり、通常、Ac1点以上の再結晶加熱温
度に短時間加熱保持した後、強制空冷により所定の温度
まで冷却し、この温度から水焼入れを行い、続いて過時
効処理が施される。
例えば、特開昭61−3843号公報には、再結晶加熱温度
を制御し再結晶加熱時のオーステナイト相体積率を所定
の範囲とした後、水焼入れ、過時効処理を行うことによ
り、低降伏比で強度−延性バランスの良好な超高強度冷
延鋼板を製造する方法が開示されている。
を制御し再結晶加熱時のオーステナイト相体積率を所定
の範囲とした後、水焼入れ、過時効処理を行うことによ
り、低降伏比で強度−延性バランスの良好な超高強度冷
延鋼板を製造する方法が開示されている。
しかし、高延性をねらいとしたこのような材料は、引
張強度が100kg f/mm2以上の超高強度材の主たる成形性
である曲げ性に関しては、低延性のマルテンサイトやベ
イナイト単相組織鋼板に較べ劣るため、その用途は非常
に限定されたものとなる。
張強度が100kg f/mm2以上の超高強度材の主たる成形性
である曲げ性に関しては、低延性のマルテンサイトやベ
イナイト単相組織鋼板に較べ劣るため、その用途は非常
に限定されたものとなる。
本発明者らは、このような複合組織超高強度冷延鋼板
については、組織と延性、曲げ性について検討を重ねた
結果、特定成分の鋼を熱延板において組織を均一微細化
し、かつバンド組織をなくし、続く連続焼鈍でフェライ
トとマルテンサイトが均一微細に分布した組織とするこ
とにより、高延性とともに良好な曲げ性を有する超高強
度冷延鋼板を製造できることを見いだした。
については、組織と延性、曲げ性について検討を重ねた
結果、特定成分の鋼を熱延板において組織を均一微細化
し、かつバンド組織をなくし、続く連続焼鈍でフェライ
トとマルテンサイトが均一微細に分布した組織とするこ
とにより、高延性とともに良好な曲げ性を有する超高強
度冷延鋼板を製造できることを見いだした。
すなわち本発明は、重量％で、C:0.1〜0.25％、Mn:0.
5〜２％、Si:0.3〜1.5％、P:0.020％以下、S:0.003％以
下、Sol.Al:0.01〜0.10％を含有し、これにさらに、Nb:
0.005〜0.030％、V:0.01〜0.10％、Ti:0.01〜0.10％の
１種または２種以上を合計で0.015〜0.10％の範囲で含
有し、残部Feおよび不可避不純物よりなる鋼を、仕上温
度Ar3〜〔Ar3＋40℃〕で熱延し、500〜650℃で巻き取っ
た後、酸洗・冷間圧延し、続く連続焼鈍でA1〜A3点間に
加熱・均熱後、３〜30℃/secの冷却速度で800〜500℃の
温度域に冷却し、その後噴流水中で室温まで急冷し、10
0〜400℃の温度で過時効処理を施し、フェライトが５〜
50％で残部がマルテンサイトからなる複合組織を有する
冷延鋼板を得ることを特徴とする引張強度が100kg f/mm
2以上の加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法で
ある。
5〜２％、Si:0.3〜1.5％、P:0.020％以下、S:0.003％以
下、Sol.Al:0.01〜0.10％を含有し、これにさらに、Nb:
0.005〜0.030％、V:0.01〜0.10％、Ti:0.01〜0.10％の
１種または２種以上を合計で0.015〜0.10％の範囲で含
有し、残部Feおよび不可避不純物よりなる鋼を、仕上温
度Ar3〜〔Ar3＋40℃〕で熱延し、500〜650℃で巻き取っ
た後、酸洗・冷間圧延し、続く連続焼鈍でA1〜A3点間に
加熱・均熱後、３〜30℃/secの冷却速度で800〜500℃の
温度域に冷却し、その後噴流水中で室温まで急冷し、10
0〜400℃の温度で過時効処理を施し、フェライトが５〜
50％で残部がマルテンサイトからなる複合組織を有する
冷延鋼板を得ることを特徴とする引張強度が100kg f/mm
2以上の加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法で
ある。
以下、本発明の詳細を説明する。
まず、本発明において用いる鋼の限定理由は以下の通
りである。
りである。
C:0.1〜0.25％ Ｃは、マルテンサイトを得る上で必須の元素であり、
このＣ量が低くなると所定のマルテンサイト量が得られ
ず、強度不足を招くため、下限を0.1％に規定した。ま
た、良好な溶接性を得るため、上限を0.25％に規定し
た。
このＣ量が低くなると所定のマルテンサイト量が得られ
ず、強度不足を招くため、下限を0.1％に規定した。ま
た、良好な溶接性を得るため、上限を0.25％に規定し
た。
Mn:0.5〜２％ Mnは、変態点を下げ、さらにオーステナイトの焼入れ
性を向上させる元素であり、マルテンサイトの体積率を
コントロールし、所定の強度を得る上で重要な役割をす
る。Mnが0.5％未満ではマルテンサイトを安定して得る
ことができず、一方、本発明では冷却速度の非常に早い
水焼入れタイプの連続焼鈍設備を利用するため、２％を
超え添加しても効果が飽和してしまう。以上の理由か
ら、Mnは0.5％〜２％の範囲に規定する。
性を向上させる元素であり、マルテンサイトの体積率を
コントロールし、所定の強度を得る上で重要な役割をす
る。Mnが0.5％未満ではマルテンサイトを安定して得る
ことができず、一方、本発明では冷却速度の非常に早い
水焼入れタイプの連続焼鈍設備を利用するため、２％を
超え添加しても効果が飽和してしまう。以上の理由か
ら、Mnは0.5％〜２％の範囲に規定する。
Si:0.3〜1.5％ Siは、固溶強化により、マルテンサイトの体積率を減
少させることが可能であり、また、均熱後の冷却中にお
けるフェライトの均一な析出を促進する効果があり、こ
れにより、良好な強度−延性バランスを与えることがで
きる。Siが0.3％未満では固溶強化によるマルテンサイ
トの体積率減少、フェライトの析出促進効果も十分得る
ことができないため、下限を0.3％とした。一方、SiはM
nと異なり、変態点を高める元素であって、1.5％を超え
た添加はマルテンサイトを得るための加熱温度をかなり
高くする必要が生じ、操業上問題となるとともに、靱性
を著しく劣化させるため、1.5％を上限とした。
少させることが可能であり、また、均熱後の冷却中にお
けるフェライトの均一な析出を促進する効果があり、こ
れにより、良好な強度−延性バランスを与えることがで
きる。Siが0.3％未満では固溶強化によるマルテンサイ
トの体積率減少、フェライトの析出促進効果も十分得る
ことができないため、下限を0.3％とした。一方、SiはM
nと異なり、変態点を高める元素であって、1.5％を超え
た添加はマルテンサイトを得るための加熱温度をかなり
高くする必要が生じ、操業上問題となるとともに、靱性
を著しく劣化させるため、1.5％を上限とした。
P:0.020％以下、S:0.003％以下 Ｐ、Ｓは、鋼板の加工性を考慮した場合低い方が好ま
しく、このためＰは0.020％以下とし、また、特にＳ
は、その含有量が高いと介在物（MnS）が増加し、鋼板
の加工性に著しい悪影響を与えるため0.003％以下とし
た。
しく、このためＰは0.020％以下とし、また、特にＳ
は、その含有量が高いと介在物（MnS）が増加し、鋼板
の加工性に著しい悪影響を与えるため0.003％以下とし
た。
Sol.Al:0.01〜0.10％ Alは、鋼の脱酸のために使用されるが、Sol.Alで0.01
未満ではシリケート介在物が残り、鋼の加工性が劣化す
るため、Sol.Alで0.01％以上とする必要がある。また、
0.10％を超えるSol.Alの残留は表面疵の増加を招き好ま
しくないため、その上限を0.10％とした。
未満ではシリケート介在物が残り、鋼の加工性が劣化す
るため、Sol.Alで0.01％以上とする必要がある。また、
0.10％を超えるSol.Alの残留は表面疵の増加を招き好ま
しくないため、その上限を0.10％とした。
本発明ではさらに、Nb:0.005〜0.030％、V:0.01〜0.1
0％、Ti:0.01〜0.10％の１種または２種以上を合計で0.
015〜0.10％の範囲で含有させる。これらの元素は組織
の微細化を目的として添加するもので、下限は組織微細
化に必要な最低限量として規定した。また、上限は、こ
れを超えた添加量では析出物が増加し、延性を著しく劣
化させるため規定した。
0％、Ti:0.01〜0.10％の１種または２種以上を合計で0.
015〜0.10％の範囲で含有させる。これらの元素は組織
の微細化を目的として添加するもので、下限は組織微細
化に必要な最低限量として規定した。また、上限は、こ
れを超えた添加量では析出物が増加し、延性を著しく劣
化させるため規定した。
次に、製造上の限定理由について説明する。
まず、上記の組成の鋼は仕上温度Ar3〜〔Ar3＋40℃〕
で熱延される。このような仕上温度の規定は、熱延板組
織の微細化を目的としたもので、その上限温度を超える
と熱延板組織は粗大化し、また、下限温度を下回ると熱
延板組織が不均一となる。また、巻取り温度は500〜650
℃に限定される。巻取り温度がその上限を超えると、熱
延板がバンド組織を呈し、最終製品の加工性を劣化さ
せ、一方、下限を下回ると熱延板が硬質となり、操業上
問題を生じる。この熱延板は酸洗後、冷間圧延される。
で熱延される。このような仕上温度の規定は、熱延板組
織の微細化を目的としたもので、その上限温度を超える
と熱延板組織は粗大化し、また、下限温度を下回ると熱
延板組織が不均一となる。また、巻取り温度は500〜650
℃に限定される。巻取り温度がその上限を超えると、熱
延板がバンド組織を呈し、最終製品の加工性を劣化さ
せ、一方、下限を下回ると熱延板が硬質となり、操業上
問題を生じる。この熱延板は酸洗後、冷間圧延される。
次に、連続焼鈍における熱サイクルについて説明す
る。
る。
まず、A1〜A3点間の範囲に加熱・均熱することによ
り、フェライトとオーステナイトの混合組織となるが、
さらに、３〜30℃/secの冷却速度で800〜500℃の温度域
まで冷却することにより、フェライトとオーステイナト
が均一微細に分布した混合組織を得ることができる。上
記冷却速度の下限は、生産性を考慮して規定した。ま
た、上記上限を超える冷却速度ではフェライトの析出が
抑制され、フェライトとオーステナイトが均一微細に分
布した混合組織を得ることができないため、冷却速度の
上限を上記のように規定した。
り、フェライトとオーステナイトの混合組織となるが、
さらに、３〜30℃/secの冷却速度で800〜500℃の温度域
まで冷却することにより、フェライトとオーステイナト
が均一微細に分布した混合組織を得ることができる。上
記冷却速度の下限は、生産性を考慮して規定した。ま
た、上記上限を超える冷却速度ではフェライトの析出が
抑制され、フェライトとオーステナイトが均一微細に分
布した混合組織を得ることができないため、冷却速度の
上限を上記のように規定した。
続いて噴流水中で室温まで急冷することにより、オー
ステナイトはマルテンサイトに変態し、フェライトとマ
ルテンサイトが均一微細に分布した混合組織が得られ
る。しかし、このままでは固溶Ｃが多く、熱的に不安定
であるため、続いて100〜400℃の温度で過時効処理を行
う。この過時効処理は、100℃以下では所定の効果が得
られず、一方、400℃を超えるとマルテンサイトが軟化
し、強度が急激に低下するため、400℃が過時効処理温
度の上限となる。
ステナイトはマルテンサイトに変態し、フェライトとマ
ルテンサイトが均一微細に分布した混合組織が得られ
る。しかし、このままでは固溶Ｃが多く、熱的に不安定
であるため、続いて100〜400℃の温度で過時効処理を行
う。この過時効処理は、100℃以下では所定の効果が得
られず、一方、400℃を超えるとマルテンサイトが軟化
し、強度が急激に低下するため、400℃が過時効処理温
度の上限となる。
また、本発明では最終組織においてフェライトの体積
率を５〜50％に規定したが、これはフェライトの体積率
が５％未満では延性が著しく劣化し、一方、50％を超え
ると所定の強度が得られないばかりか、フェライトとマ
ルテンサイトの硬度差が増大し、曲げ性が著しく劣化す
るためである。
率を５〜50％に規定したが、これはフェライトの体積率
が５％未満では延性が著しく劣化し、一方、50％を超え
ると所定の強度が得られないばかりか、フェライトとマ
ルテンサイトの硬度差が増大し、曲げ性が著しく劣化す
るためである。
そして、上述したような各範囲に限定した処理を行う
ことにより、引張強度が100kg f/mm2以上の加工性に優
れた超高強度冷延鋼板が製造できる。
ことにより、引張強度が100kg f/mm2以上の加工性に優
れた超高強度冷延鋼板が製造できる。
第１表に示すような成分組成を有する本発明成分鋼Ａ
〜Ｈおよび比較鋼Ｉ〜Ｑの各鋼を転炉で出鋼した後、連
続鋳造によりスラブとなし、これを第２表に示す種々の
熱延条件で厚さ2.8mmの熱延板とし、酸洗後、厚さ1.2mm
に冷間圧延した。次いで、第２表に示す種々の条件に
て、水焼入れタイプの連続焼鈍設備により、連続焼鈍お
よび過時効処理を施した。このようにして得られた鋼板
の機械特性およびフェライト体積率を第２表に併せて示
す。
〜Ｈおよび比較鋼Ｉ〜Ｑの各鋼を転炉で出鋼した後、連
続鋳造によりスラブとなし、これを第２表に示す種々の
熱延条件で厚さ2.8mmの熱延板とし、酸洗後、厚さ1.2mm
に冷間圧延した。次いで、第２表に示す種々の条件に
て、水焼入れタイプの連続焼鈍設備により、連続焼鈍お
よび過時効処理を施した。このようにして得られた鋼板
の機械特性およびフェライト体積率を第２表に併せて示
す。
同表において、例えば、鋼１と２は何れも本発明成分
鋼であり、焼鈍熱サイクルも同じであるが、熱延条件が
本発明の範囲を外れている鋼２は鋼１に比較して曲げ性
が劣っており、同様に鋼10と11は、熱延条件は本発明の
範囲を満足しているが、焼鈍熱サイクルの加熱・均熱後
の焼入れまでの冷却速度が本発明の範囲を外れている鋼
10は、鋼11に比較して延性が劣っていることが判る。ま
た、成分組成が本発明の範囲を外れている比較鋼Ｉ〜Ｑ
では、熱延条件および焼鈍熱サイクルが本発明の範囲を
満たしているにもかかわらず、延性あるいは曲げ性が良
好でないのが判る。これに対し、成分組成、熱延条件お
よび焼鈍熱サイクルが本発明の範囲を満たしている鋼
１、３、４、６、７、８、11、12、13、15〜19では、良
好な強度・延性バランスとともに、良好な曲げ性も得ら
れていることが判る。
鋼であり、焼鈍熱サイクルも同じであるが、熱延条件が
本発明の範囲を外れている鋼２は鋼１に比較して曲げ性
が劣っており、同様に鋼10と11は、熱延条件は本発明の
範囲を満足しているが、焼鈍熱サイクルの加熱・均熱後
の焼入れまでの冷却速度が本発明の範囲を外れている鋼
10は、鋼11に比較して延性が劣っていることが判る。ま
た、成分組成が本発明の範囲を外れている比較鋼Ｉ〜Ｑ
では、熱延条件および焼鈍熱サイクルが本発明の範囲を
満たしているにもかかわらず、延性あるいは曲げ性が良
好でないのが判る。これに対し、成分組成、熱延条件お
よび焼鈍熱サイクルが本発明の範囲を満たしている鋼
１、３、４、６、７、８、11、12、13、15〜19では、良
好な強度・延性バランスとともに、良好な曲げ性も得ら
れていることが判る。
以上のように、本発明よれば強度・延性バランス、曲
げ性ともに優れた引張強度が100kg f/mm2以上の超高強
度冷延鋼板が製造できることが判る。
げ性ともに優れた引張強度が100kg f/mm2以上の超高強
度冷延鋼板が製造できることが判る。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、C:0.1〜0.25％、Mn:0.5〜２
％、Si:0.3〜1.5％、P:0.020％以下、S:0.003％以下、S
ol.Al:0.01〜0.10％を含有し、これにさらに、Nb:0.005
〜0.030％、V:0.01〜0.10％、Ti:0.01〜0.10％の１種ま
たは２種以上を合計で0.015〜0.10％の範囲で含有し、
残部Feおよび不可避不純物よりなる鋼を、仕上温度Ar3
〜〔Ar3＋40℃〕で熱延し、500〜650℃で巻き取った
後、酸洗・冷間圧延し、続く連続焼鈍でA1〜A3点間に加
熱・均熱後、３〜30℃/secの冷却速度で800〜500℃の温
度域に冷却し、その後噴流水中で室温まで急冷し、100
〜400℃の温度で過時効処理を施し、フェライトが５〜5
0％で残部がマルテンサイトからなる複合組織を有する
冷延鋼板を得ることを特徴とする引張強度が100kg f/mm
2以上の加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2209858A JPH0830212B2 (ja) | 1990-08-08 | 1990-08-08 | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2209858A JPH0830212B2 (ja) | 1990-08-08 | 1990-08-08 | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0499227A JPH0499227A (ja) | 1992-03-31 |
| JPH0830212B2 true JPH0830212B2 (ja) | 1996-03-27 |
Family
ID=16579793
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2209858A Expired - Fee Related JPH0830212B2 (ja) | 1990-08-08 | 1990-08-08 | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0830212B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2017363A2 (en) | 2002-06-14 | 2009-01-21 | JFE Steel Corporation | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030089906A (ko) * | 2002-05-20 | 2003-11-28 | 현대자동차주식회사 | 복합 조직형 고장력 냉연강판 조성물 및 제조방법 |
| JP5234876B2 (ja) * | 2005-09-30 | 2013-07-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力冷延鋼板の製造方法 |
| JP4461112B2 (ja) | 2006-03-28 | 2010-05-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板 |
| JP5163431B2 (ja) * | 2008-11-06 | 2013-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 |
| KR20170054554A (ko) | 2011-11-28 | 2017-05-17 | 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 | 연성이 향상된 높은 규소 베어링 이중상 강들 |
| CN109207851B (zh) * | 2018-09-28 | 2020-11-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强钢板及其制造方法 |
| KR102508292B1 (ko) * | 2019-01-29 | 2023-03-09 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| CN115198176B (zh) * | 2022-06-16 | 2023-09-15 | 首钢集团有限公司 | 一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0235013B2 (ja) * | 1981-07-30 | 1990-08-08 | Nippon Kokan Kk | Renzokushodonnyoruchokokyodoreienkohannoseizohoho |
| JP2612452B2 (ja) * | 1987-07-20 | 1997-05-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JP2529972B2 (ja) * | 1987-07-30 | 1996-09-04 | マツダ株式会社 | エンジンの制御装置 |
-
1990
- 1990-08-08 JP JP2209858A patent/JPH0830212B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| EP2017363A2 (en) | 2002-06-14 | 2009-01-21 | JFE Steel Corporation | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0499227A (ja) | 1992-03-31 |
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