JPH09263838A - 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH09263838A JPH09263838A JP10314696A JP10314696A JPH09263838A JP H09263838 A JPH09263838 A JP H09263838A JP 10314696 A JP10314696 A JP 10314696A JP 10314696 A JP10314696 A JP 10314696A JP H09263838 A JPH09263838 A JP H09263838A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度かつ伸びフランジ性に優れた冷延鋼板
を製造する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含み、かつＣ含有量が（３／４
０）×Ｍｎ含有量（％）以下を含有する鋼を、熱間圧延
して巻取り温度６５０℃以下で巻取る。酸洗して冷延
後、連続焼鈍するに当たり、Ａ1 点以上Ａ3 点以下の温
度範囲で３０秒以上好ましくは１分以上１０分以下の時
間で均熱した後、均熱温度から５００〜７００℃の範囲
内の急冷開始温度まで５０℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷
した後、４５０℃までを１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以
下の冷却速度で冷却し、さらに４５０℃以下２５０℃以
上の温度範囲で過時効処理を行い、フェライト相と主と
してベイナイト相からなる混合組織を有する鋼板を得
る。
を製造する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含み、かつＣ含有量が（３／４
０）×Ｍｎ含有量（％）以下を含有する鋼を、熱間圧延
して巻取り温度６５０℃以下で巻取る。酸洗して冷延
後、連続焼鈍するに当たり、Ａ1 点以上Ａ3 点以下の温
度範囲で３０秒以上好ましくは１分以上１０分以下の時
間で均熱した後、均熱温度から５００〜７００℃の範囲
内の急冷開始温度まで５０℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷
した後、４５０℃までを１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以
下の冷却速度で冷却し、さらに４５０℃以下２５０℃以
上の温度範囲で過時効処理を行い、フェライト相と主と
してベイナイト相からなる混合組織を有する鋼板を得
る。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は自動車部品など、特
に優れた伸びフランジ加工が要求される工業的分野に広
く用いられる高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
に優れた伸びフランジ加工が要求される工業的分野に広
く用いられる高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の車体軽量化のために、自
動車用内外板に対して高強度冷延鋼板が活発に採用され
ているが、自動車の足回り部品や車体補強部品などは外
板材に比して加工度合いが大きく、伸びと共に高い伸び
フランジ性が要求される。
動車用内外板に対して高強度冷延鋼板が活発に採用され
ているが、自動車の足回り部品や車体補強部品などは外
板材に比して加工度合いが大きく、伸びと共に高い伸び
フランジ性が要求される。
【０００３】従来、大きな加工度が要求されるプレス成
形用の高強度冷延鋼板としては、形状凍結性や衝撃特性
に優れた、フェライト地中にマルテンサイト相を細かく
分散させたいわゆるＤＰ（dual phase）鋼板が使用され
ている。
形用の高強度冷延鋼板としては、形状凍結性や衝撃特性
に優れた、フェライト地中にマルテンサイト相を細かく
分散させたいわゆるＤＰ（dual phase）鋼板が使用され
ている。
【０００４】また、プレス加工性の優れた高強度冷延鋼
板の製造方法としては、例えば、特公昭６０−４６１６
５号公報に開示されているように、冷延後の連続焼鈍の
際に、均熱後の冷却速度を制御して均熱後の急冷による
焼入組織の生成を防止し、延性の低下を防止しつつ耐時
効性を向上させる技術がある。また、特開昭５９−５６
５２８号公報には、再結晶焼鈍の際に、均熱温度への加
熱速度を制御して固溶Ｎを固定して成形性を向上させ、
再結晶焼鈍後に過時効を行って固溶炭素を低減させて延
性を向上させる技術が開示されている。
板の製造方法としては、例えば、特公昭６０−４６１６
５号公報に開示されているように、冷延後の連続焼鈍の
際に、均熱後の冷却速度を制御して均熱後の急冷による
焼入組織の生成を防止し、延性の低下を防止しつつ耐時
効性を向上させる技術がある。また、特開昭５９−５６
５２８号公報には、再結晶焼鈍の際に、均熱温度への加
熱速度を制御して固溶Ｎを固定して成形性を向上させ、
再結晶焼鈍後に過時効を行って固溶炭素を低減させて延
性を向上させる技術が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＤＰ鋼
板はフェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きい
ために、局部的な延性が問題となる伸びフランジ性が良
好とはいえない。また、特公昭６０−４６１６５号公報
に開示の技術についても、熱延巻き取り温度に対する考
え方が異なり、更にｒ値低下防止のためにＭｎ含有量を
低く抑えており、高強度といっても３５〜４５ kgf／mm
2 レベルの強度しか得られていない。また、特開昭５９
−５６５２８号公報に開示の技術についても、均熱後の
冷却速度制御が行われておらず、目的とする組織もフェ
ライト又はフェライト及びマルテンサイトであり、高強
度かつ良好な伸びフランジ性は得られていない。
板はフェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きい
ために、局部的な延性が問題となる伸びフランジ性が良
好とはいえない。また、特公昭６０−４６１６５号公報
に開示の技術についても、熱延巻き取り温度に対する考
え方が異なり、更にｒ値低下防止のためにＭｎ含有量を
低く抑えており、高強度といっても３５〜４５ kgf／mm
2 レベルの強度しか得られていない。また、特開昭５９
−５６５２８号公報に開示の技術についても、均熱後の
冷却速度制御が行われておらず、目的とする組織もフェ
ライト又はフェライト及びマルテンサイトであり、高強
度かつ良好な伸びフランジ性は得られていない。
【０００６】本発明はかかる課題に鑑みなされたもの
で、高強度で、しかも伸びフランジ性に優れた冷延鋼板
の製造方法を提供する。
で、高強度で、しかも伸びフランジ性に優れた冷延鋼板
の製造方法を提供する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度冷延鋼板
の製造方法は、質量％（重量％に同じ）で、Ｃ：０．０
５〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、かつＣ含
有量が（３／４０）×Ｍｎ含有量（％）以下であり、必
要に応じて更に〔Ｓｉ：０．０２〜１．５％，Ｐ：０．
０２〜０．１５％，Ｃｒ：０．０２〜１．５％〕からな
るＡ群、Ｍｏ：０．１〜１．０％、〔Ｔｉ：０．１０％
以下，Ｎｂ：０．１０％以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｚ
ｒ：０．１０％以下〕からなるＢ群、〔Ｃａ，REM ：合
計で０．００２％以下〕からなるＣ群の内から選ばれた
１種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物
（Ｓについては、好ましくは０．００４％以下）からな
る鋼を、熱間圧延して巻取温度６５０℃以下で巻取り、
酸洗して冷延後、連続焼鈍するに当たり、Ａ1 点以上Ａ
3 点以下の温度範囲で３０秒以上好ましくは１分以上１
０分以下の時間で均熱した後、均熱温度から５００〜７
００℃の範囲内の急冷開始温度まで５０℃／ｓ以下の冷
却速度で徐冷した後、４５０℃までを１０℃／ｓ以上２
００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、さらに４５０℃以
下２５０℃以上の温度範囲で過時効処理を行い、フェラ
イト相と主としてベイナイト相からなる混合組織を有す
る鋼板を得ることを特徴とする。尚、本発明におけるベ
イナイトとは、ベイナイテックフェライトあるいは炭化
物を内包するベイナイトを意味し、また組織中には伸び
フランジ性に大きな影響を与えない範囲で極少量のマル
テンサイトやパーライトを含んでもよい。
の製造方法は、質量％（重量％に同じ）で、Ｃ：０．０
５〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、かつＣ含
有量が（３／４０）×Ｍｎ含有量（％）以下であり、必
要に応じて更に〔Ｓｉ：０．０２〜１．５％，Ｐ：０．
０２〜０．１５％，Ｃｒ：０．０２〜１．５％〕からな
るＡ群、Ｍｏ：０．１〜１．０％、〔Ｔｉ：０．１０％
以下，Ｎｂ：０．１０％以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｚ
ｒ：０．１０％以下〕からなるＢ群、〔Ｃａ，REM ：合
計で０．００２％以下〕からなるＣ群の内から選ばれた
１種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物
（Ｓについては、好ましくは０．００４％以下）からな
る鋼を、熱間圧延して巻取温度６５０℃以下で巻取り、
酸洗して冷延後、連続焼鈍するに当たり、Ａ1 点以上Ａ
3 点以下の温度範囲で３０秒以上好ましくは１分以上１
０分以下の時間で均熱した後、均熱温度から５００〜７
００℃の範囲内の急冷開始温度まで５０℃／ｓ以下の冷
却速度で徐冷した後、４５０℃までを１０℃／ｓ以上２
００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、さらに４５０℃以
下２５０℃以上の温度範囲で過時効処理を行い、フェラ
イト相と主としてベイナイト相からなる混合組織を有す
る鋼板を得ることを特徴とする。尚、本発明におけるベ
イナイトとは、ベイナイテックフェライトあるいは炭化
物を内包するベイナイトを意味し、また組織中には伸び
フランジ性に大きな影響を与えない範囲で極少量のマル
テンサイトやパーライトを含んでもよい。
【０００８】本発明は、特定の化学組成の範囲におい
て、冷延鋼板の焼鈍時に均熱温度から徐冷することによ
り、フェライト中に均一に分散した第２相組織を得て、
その後に続く冷却速度とその停止温度および過時効温度
を管理することにより、フェライト相と均一に分散した
ベイナイト相を主とする第２相からなる組織を生成させ
ることができ、かかる組織により引張強度が３９０〜９
８０Ｎ／mm2 程度の高強度の下で、優れた伸びフランジ
性を備えた高強度冷延鋼板を得ることができる。後述の
実施例から明らかな通り、強度と、伸びフランジ性の指
標である穴拡げ率とをバランス良く具備させるには、組
織的にはフェライト＋ベイナイトの混合組織がよく、ま
た炭素成分の多い綱よりも固溶元素であるＭｎで強化し
た鋼が好ましい。
て、冷延鋼板の焼鈍時に均熱温度から徐冷することによ
り、フェライト中に均一に分散した第２相組織を得て、
その後に続く冷却速度とその停止温度および過時効温度
を管理することにより、フェライト相と均一に分散した
ベイナイト相を主とする第２相からなる組織を生成させ
ることができ、かかる組織により引張強度が３９０〜９
８０Ｎ／mm2 程度の高強度の下で、優れた伸びフランジ
性を備えた高強度冷延鋼板を得ることができる。後述の
実施例から明らかな通り、強度と、伸びフランジ性の指
標である穴拡げ率とをバランス良く具備させるには、組
織的にはフェライト＋ベイナイトの混合組織がよく、ま
た炭素成分の多い綱よりも固溶元素であるＭｎで強化し
た鋼が好ましい。
【０００９】ここで、本発明の鋼成分の限定理由を説明
する。 Ｃ：０．０５〜０．１５％かつ（３／４０）×Ｍｎ含有
量（％）以下 Ｃは必要な強度維持およびベイナイトなどの低温変態生
成物を形成させる上で必須の元素であり、０．０５％未
満ではかかる作用が過少であり、一方０．１５％を越え
ると第２相が量的に過多となり、伸びフランジ性の劣化
が著しく、また溶接性を害するようになる。特に伸びフ
ランジ性を要するときは、０．１０％以下とすることが
望ましい。また、Ｃ含有量は下記のＭｎ含有量との関係
で、（３／４０）×Ｍｎ含有量（％）以下に規制され
る。（３／４０）×Ｍｎ含有量を超えると、第２相の体
積率が増大し、また第２相の硬度が高くなり過ぎて、伸
び及び伸びフランジ性に悪影響を及ぼすようになる。
する。 Ｃ：０．０５〜０．１５％かつ（３／４０）×Ｍｎ含有
量（％）以下 Ｃは必要な強度維持およびベイナイトなどの低温変態生
成物を形成させる上で必須の元素であり、０．０５％未
満ではかかる作用が過少であり、一方０．１５％を越え
ると第２相が量的に過多となり、伸びフランジ性の劣化
が著しく、また溶接性を害するようになる。特に伸びフ
ランジ性を要するときは、０．１０％以下とすることが
望ましい。また、Ｃ含有量は下記のＭｎ含有量との関係
で、（３／４０）×Ｍｎ含有量（％）以下に規制され
る。（３／４０）×Ｍｎ含有量を超えると、第２相の体
積率が増大し、また第２相の硬度が高くなり過ぎて、伸
び及び伸びフランジ性に悪影響を及ぼすようになる。
【００１０】Ｍｎ：１．０〜２．５０％ Ｍｎは固溶強化によって求める強度を確保し、また所望
の組織を得るうえで必須な元素である。かかる効果を発
揮させるには１．０％以上を必要とするが、２．５０％
を超えると溶接性が悪化するようになると同時に延性に
も害を及ぼすようになるので、上限を２．５０％とし
た。
の組織を得るうえで必須な元素である。かかる効果を発
揮させるには１．０％以上を必要とするが、２．５０％
を超えると溶接性が悪化するようになると同時に延性に
も害を及ぼすようになるので、上限を２．５０％とし
た。
【００１１】Ａｌ：０．０６％以下 Ａｌは、脱酸剤として０．００５〜０．０６％含有され
るが、それ以上含有すると延性に害を及ぼすようになる
ので、上限を０．０６％とする。
るが、それ以上含有すると延性に害を及ぼすようになる
ので、上限を０．０６％とする。
【００１２】Ｎ ：０．０１％以下 Ｎは大気中に多く含まれ、除去が困難な元素の１つであ
るが、０．０１％を超えると延性に及ぼす悪影響が顕著
となるので、上限を０．０１％とする。
るが、０．０１％を超えると延性に及ぼす悪影響が顕著
となるので、上限を０．０１％とする。
【００１３】本発明の鋼は少なくとも上記成分を含み、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物により形成されるが、強度
等の機械的特性を向上させるために、必要により更に、
下記Ａ群、Ｍｏ、Ｂ群、Ｃ群の内から一種以上の元素を
含有することができる。また、Ｓは不純物元素であり、
伸びフランジ性に大きな悪影響を及ぼすため、なるべく
少ない方が良いが、特に優れた伸びフランジ性が必要な
場合には、０．００４％以下に止めるのがよい。
残部Ｆｅ及び不可避的不純物により形成されるが、強度
等の機械的特性を向上させるために、必要により更に、
下記Ａ群、Ｍｏ、Ｂ群、Ｃ群の内から一種以上の元素を
含有することができる。また、Ｓは不純物元素であり、
伸びフランジ性に大きな悪影響を及ぼすため、なるべく
少ない方が良いが、特に優れた伸びフランジ性が必要な
場合には、０．００４％以下に止めるのがよい。
【００１４】Ｓｉ：０．０２〜１．５％，Ｐ：０．０２
〜０．１５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％からなるＡ群 Ｓｉは溶鋼の脱酸に必要な元素であり、また置換型固溶
元素で清浄なポリゴナルフェライトを形成するため、高
強度かつ高延性鋼板を得る上で有効な元素である。０．
０２％未満ではかかる作用が過少であり、一方１．５％
を超えると表面酸化スケール状態が悪化を来すようにな
るので、上限を１．５％とする。
〜０．１５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％からなるＡ群 Ｓｉは溶鋼の脱酸に必要な元素であり、また置換型固溶
元素で清浄なポリゴナルフェライトを形成するため、高
強度かつ高延性鋼板を得る上で有効な元素である。０．
０２％未満ではかかる作用が過少であり、一方１．５％
を超えると表面酸化スケール状態が悪化を来すようにな
るので、上限を１．５％とする。
【００１５】ＰもＳｉ同様に清浄なポリゴナルフェライ
トの形成を有利にする働きを有し、０．０２％未満では
作用が過少であり、一方０．１５％を越えると粒界脆化
が生じるようになるので、上限を０．１５％とする。よ
り好ましくは、０．０３〜０．１％である。
トの形成を有利にする働きを有し、０．０２％未満では
作用が過少であり、一方０．１５％を越えると粒界脆化
が生じるようになるので、上限を０．１５％とする。よ
り好ましくは、０．０３〜０．１％である。
【００１６】Ｃｒもフェライト安定化元素であり、Ｓ
ｉ、Ｐと同様の働きを有する。またＭｎと同様に鋼の焼
入れ性を高めベイナイト相を効率よく得るために有効な
元素である。０．０２％未満ではかかる作用が過少であ
り、一方１．５％を超えると冷間加工性に悪影響を与え
るので、上限を１．５％とする。
ｉ、Ｐと同様の働きを有する。またＭｎと同様に鋼の焼
入れ性を高めベイナイト相を効率よく得るために有効な
元素である。０．０２％未満ではかかる作用が過少であ
り、一方１．５％を超えると冷間加工性に悪影響を与え
るので、上限を１．５％とする。
【００１７】Ｍｏ：０．１〜１．０％ Ｍｏは本発明においては主に焼き入れ性の向上よりも、
低温変態生成物の量を増加させ、引張強度の向上に寄与
する。０．１％未満ではかかる作用が過少であり、一方
１．０％を越えるとその作用は飽和し、またコスト高を
招くので、上限を１．０％とする。
低温変態生成物の量を増加させ、引張強度の向上に寄与
する。０．１％未満ではかかる作用が過少であり、一方
１．０％を越えるとその作用は飽和し、またコスト高を
招くので、上限を１．０％とする。
【００１８】Ｔｉ：０．１０％以下，Ｎｂ：０．１０％
以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｚｒ：０．１０％以下から
なるＢ群 Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒは析出強化元素であり、組織を微
細化するため、伸びフランジ性を大きく劣化させずに強
度を上昇させたい場合に有効である。しかし、必要以上
に添加してもその作用は飽和し、延性が劣化するように
なるので、各元素について上記の範囲に止める。
以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｚｒ：０．１０％以下から
なるＢ群 Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒは析出強化元素であり、組織を微
細化するため、伸びフランジ性を大きく劣化させずに強
度を上昇させたい場合に有効である。しかし、必要以上
に添加してもその作用は飽和し、延性が劣化するように
なるので、各元素について上記の範囲に止める。
【００１９】Ｃａ，REM ：合計で０．００２％以下から
なるＣ群 Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は共に硫化物の形態制御
を通して、延性、特に伸びフうンジ性の向上に寄与す
る。必要以上に添加しても、その効果は飽和し、コスト
高を招来するので、合計量で上限を０．００２％とす
る。
なるＣ群 Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は共に硫化物の形態制御
を通して、延性、特に伸びフうンジ性の向上に寄与す
る。必要以上に添加しても、その効果は飽和し、コスト
高を招来するので、合計量で上限を０．００２％とす
る。
【００２０】次に、本発明の製造条件について説明す
る。熱延条件は通常の方法でよいが、巻取り温度は６５
０℃以下とする。６５０℃以下の低温での巻取りによ
り、熱延板中の炭化物の粗大化を防止し、結晶粒が必要
以上に大きくなることを防ぎ、冷延後の短時間焼鈍によ
って第２相が均一に分散した冷延鋼板を得ることができ
るようになる。
る。熱延条件は通常の方法でよいが、巻取り温度は６５
０℃以下とする。６５０℃以下の低温での巻取りによ
り、熱延板中の炭化物の粗大化を防止し、結晶粒が必要
以上に大きくなることを防ぎ、冷延後の短時間焼鈍によ
って第２相が均一に分散した冷延鋼板を得ることができ
るようになる。
【００２１】熱延鋼板の酸洗、冷延後、連続焼鈍の際の
均熱温度をＡ1 点以上Ａ3 点以下に設定する。Ａ1 点未
満では第２相の量が不足し、強度不足を招来するおそれ
がある。一方、Ａ3 点を超えると均熱中にオーステナイ
ト粒径が過大になり、結晶粒度が大きくなってλ値が低
下するようになるからである。
均熱温度をＡ1 点以上Ａ3 点以下に設定する。Ａ1 点未
満では第２相の量が不足し、強度不足を招来するおそれ
がある。一方、Ａ3 点を超えると均熱中にオーステナイ
ト粒径が過大になり、結晶粒度が大きくなってλ値が低
下するようになるからである。
【００２２】上記温度における均熱時間は３０秒以上、
好ましくは１分以上で１０分以下とする。３０秒未満で
はセメンタイトの溶解が不足し、更に固溶炭素もオース
テナイト中に溶け込み難く、強度が不足し易くなる。一
方、１０分を超えると、材質に与える影響は小さいもの
の、その効果が飽和するようになり、また炉長が長くな
り、経済的でない。
好ましくは１分以上で１０分以下とする。３０秒未満で
はセメンタイトの溶解が不足し、更に固溶炭素もオース
テナイト中に溶け込み難く、強度が不足し易くなる。一
方、１０分を超えると、材質に与える影響は小さいもの
の、その効果が飽和するようになり、また炉長が長くな
り、経済的でない。
【００２３】均熱後、均熱温度からの一次冷却は、５０
０〜７００℃の範囲内の急冷開始温度（一次冷却停止温
度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（一次平均冷却速
度）で徐冷する。これにより、ベイナイト主体の第２相
の分布状態を均一にすることができる。急冷開始温度を
５００℃未満に設定すると、冷却速度が遅いため、均熱
温度から急冷開始温度までの間にパーライトが生成しや
すくなり、好ましくない。一方急冷開始温度を７００℃
を超えて設定すると、第２相の分散状態が均一でなくな
り、その結果、延性が低下するようになるので、好まし
くない。また、冷却速度が５０℃／ｓを超えると、冷却
開始温度への温度調節が困難になり、また所定のフェラ
イト量を析出させる反応が非平衡であるため、第２相量
が不安定になり易く、材質のバラツキが大きくなる。
０〜７００℃の範囲内の急冷開始温度（一次冷却停止温
度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（一次平均冷却速
度）で徐冷する。これにより、ベイナイト主体の第２相
の分布状態を均一にすることができる。急冷開始温度を
５００℃未満に設定すると、冷却速度が遅いため、均熱
温度から急冷開始温度までの間にパーライトが生成しや
すくなり、好ましくない。一方急冷開始温度を７００℃
を超えて設定すると、第２相の分散状態が均一でなくな
り、その結果、延性が低下するようになるので、好まし
くない。また、冷却速度が５０℃／ｓを超えると、冷却
開始温度への温度調節が困難になり、また所定のフェラ
イト量を析出させる反応が非平衡であるため、第２相量
が不安定になり易く、材質のバラツキが大きくなる。
【００２４】急冷開始温度からの二次冷却は、４５０℃
までを１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度（二
次平均冷却速度）で冷却する。４５０℃までは積極的に
冷却すべきであり、４５０℃を超える前に所定の冷却を
停止したのでは、第２相が軟質になり、強度−伸びのバ
ランスが低下するようになる。尚、冷却停止温度はマル
テンサイト変態温度よりも高い温度であればよいが、同
温度は成分により変動するため、マルテンサイトの生成
を可及的に防止すべく、４５０℃に到達後速やかに二次
冷却を停止することが好ましい。
までを１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度（二
次平均冷却速度）で冷却する。４５０℃までは積極的に
冷却すべきであり、４５０℃を超える前に所定の冷却を
停止したのでは、第２相が軟質になり、強度−伸びのバ
ランスが低下するようになる。尚、冷却停止温度はマル
テンサイト変態温度よりも高い温度であればよいが、同
温度は成分により変動するため、マルテンサイトの生成
を可及的に防止すべく、４５０℃に到達後速やかに二次
冷却を停止することが好ましい。
【００２５】急冷開始温度以降の冷却速度は、急冷開始
時における第２相体積率を減らすことなく、またパーラ
イトを生成させることなく、ベイナイトを生成させるた
めに急冷することが必要であり、１０℃／ｓ未満ではベ
イナイトを主とする第２相の生成が困難で、一方２００
℃／ｓを超えるとフェライト中の固溶Ｃ量が増加し、延
性が低下するようになるので、上限を２００℃／ｓとす
る。
時における第２相体積率を減らすことなく、またパーラ
イトを生成させることなく、ベイナイトを生成させるた
めに急冷することが必要であり、１０℃／ｓ未満ではベ
イナイトを主とする第２相の生成が困難で、一方２００
℃／ｓを超えるとフェライト中の固溶Ｃ量が増加し、延
性が低下するようになるので、上限を２００℃／ｓとす
る。
【００２６】急冷停止後、４５０℃以下２５０℃以上の
温度範囲で過時効処理を行う。過時効処理は本発明にお
いては重要な意味を持ち、この処理により安定化してい
るオーステナイトを効率よくベイナイトに変態させるこ
とができる。４５０℃を超える温度では、前記の通り、
第２相が軟質になり、強度−伸びのバランスが低下する
ようになる。一方、２５０℃未満では未変態で残ってい
るオーステナイトがベイナイトに変態する前にマルテン
サイトに変態するようになるため、マルテンサイト量が
増え、λ値に悪影響を及ぼす。
温度範囲で過時効処理を行う。過時効処理は本発明にお
いては重要な意味を持ち、この処理により安定化してい
るオーステナイトを効率よくベイナイトに変態させるこ
とができる。４５０℃を超える温度では、前記の通り、
第２相が軟質になり、強度−伸びのバランスが低下する
ようになる。一方、２５０℃未満では未変態で残ってい
るオーステナイトがベイナイトに変態する前にマルテン
サイトに変態するようになるため、マルテンサイト量が
増え、λ値に悪影響を及ぼす。
【００２７】
【実施例】表１に示す化学成分を有する供試鋼を溶解
し、粗圧延した２０mm厚さのスラブを３パスして、表２
及び表３に示した仕上温度で熱間圧延を終了し、２．６
mm厚さの熱延鋼板を得、同表に示す巻取温度にて巻き取
った。
し、粗圧延した２０mm厚さのスラブを３パスして、表２
及び表３に示した仕上温度で熱間圧延を終了し、２．６
mm厚さの熱延鋼板を得、同表に示す巻取温度にて巻き取
った。
【００２８】この熱延鋼板を冷間圧延（圧下率５７％）
し、得られた冷延鋼板について７４０〜８５０℃の各温
度にて１〜１０分間均熱し、その後一次冷却を行い、一
次冷却停止温度（急冷開始温度）で一次冷却を停止した
後、二次冷却を行い、引き続いて過時効処理を施した。
その後、スキンパス圧延（圧下率１．０％）を行って、
各種の試料を製作した。均熱、一次冷却、二次冷却、過
時効の各条件を表２及び表３に併せて示す。
し、得られた冷延鋼板について７４０〜８５０℃の各温
度にて１〜１０分間均熱し、その後一次冷却を行い、一
次冷却停止温度（急冷開始温度）で一次冷却を停止した
後、二次冷却を行い、引き続いて過時効処理を施した。
その後、スキンパス圧延（圧下率１．０％）を行って、
各種の試料を製作した。均熱、一次冷却、二次冷却、過
時効の各条件を表２及び表３に併せて示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】製造された各試料に対して機械的性質を調
べた。また、顕微鏡により組織を観察した。その結果を
表４及び表５に示す。表４及び表５の結果から、引張強
度と伸びフランジ性（穴拡げ率λ）との関係を整理した
ものを図１に示す。伸びフランジ性は、下記要領で求め
た穴拡げ率（λ％）により評価した。試料にクリアラン
ス１６％で１０mmφの初期穴ｄo を打抜き加工し、この
穴に頂角６０度の円錐ポンチをばり側から加圧装入し、
板厚貫通割れが発生した時点での穴径ｄを求め、λ
（％）＝（ｄ−ｄo ）×１００／ｄo により穴拡げ率
（λ％）を求めた。
べた。また、顕微鏡により組織を観察した。その結果を
表４及び表５に示す。表４及び表５の結果から、引張強
度と伸びフランジ性（穴拡げ率λ）との関係を整理した
ものを図１に示す。伸びフランジ性は、下記要領で求め
た穴拡げ率（λ％）により評価した。試料にクリアラン
ス１６％で１０mmφの初期穴ｄo を打抜き加工し、この
穴に頂角６０度の円錐ポンチをばり側から加圧装入し、
板厚貫通割れが発生した時点での穴径ｄを求め、λ
（％）＝（ｄ−ｄo ）×１００／ｄo により穴拡げ率
（λ％）を求めた。
【００３３】
【表４】
【００３４】
【表５】
【００３５】図１より、実施例の各試料と比較例の各試
料との間には、同じ引張強度（ＴＳ）の下で比較する
と、実施例は比較例に比して伸びフランジ性が２０％程
度以上良好であることが認められる。
料との間には、同じ引張強度（ＴＳ）の下で比較する
と、実施例は比較例に比して伸びフランジ性が２０％程
度以上良好であることが認められる。
【００３６】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明の高強度冷延
鋼板の製造方法によれば、Ｍｎを１．０〜２．５０％含
有した所定成分の鋼を用いて所定条件の下で熱間圧延を
行い、冷延鋼板の連続焼鈍時に所定の均熱条件及びその
後の冷却条件、過時効条件により、フェライト中に主と
してベイナイトからなる第２相組織を均一に分散生成さ
せることができ、かかる混合組織により高強度を備え、
かつ優れた伸びフランジ性を備えた冷延鋼板を得ること
がきる。
鋼板の製造方法によれば、Ｍｎを１．０〜２．５０％含
有した所定成分の鋼を用いて所定条件の下で熱間圧延を
行い、冷延鋼板の連続焼鈍時に所定の均熱条件及びその
後の冷却条件、過時効条件により、フェライト中に主と
してベイナイトからなる第２相組織を均一に分散生成さ
せることができ、かかる混合組織により高強度を備え、
かつ優れた伸びフランジ性を備えた冷延鋼板を得ること
がきる。
【図１】実施例及び比較例の各種試料を引張強度（Ｔ
Ｓ）と伸びフランジ性（穴拡げ率λ）に関して整理した
グラフ図である。
Ｓ）と伸びフランジ性（穴拡げ率λ）に関して整理した
グラフ図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１５
％、Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ ：０．０１％以下を含み、かつＣ含有量が（３
／４０）×Ｍｎ含有量（％）以下であり、残部がＦｅ及
び不可避不純物からなる鋼を、熱間圧延して巻取温度６
５０℃以下で巻取り、酸洗して冷延後、連続焼鈍するに
当たり、 Ａ1 点以上Ａ3 点以下の温度範囲で３０秒以上１０分以
下の時間で均熱した後、均熱温度から５００〜７００℃
の範囲内の急冷開始温度まで５０℃／ｓ以下の冷却速度
で徐冷した後、４５０℃までを１０℃／ｓ以上２００℃
／ｓ以下の冷却速度で冷却し、さらに４５０℃以下２５
０℃以上の温度範囲で過時効処理を行い、フェライト相
と主としてベイナイト相からなる混合組織を有する鋼板
を得ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載した成分のほか、更にＳ
ｉ：０．０２〜１．５％，Ｐ：０．０２〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％からなるＡ群、Ｍｏ：０．１
〜１．０％、Ｔｉ：０．１０％以下，Ｎｂ：０．１０％
以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｚｒ：０．１０％以下から
なるＢ群、Ｃａ，REM ：合計で０．００２％以下からな
るＣ群の内から選ばれた１種以上の元素を含有する請求
項１に記載した高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｓ含有量が０．００４％以下である請求
項１又は２に記載した高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ａ1 点以上Ａ3 点以下の温度範囲におけ
る均熱時間を１分以上１０分以下とする請求項１、２又
は３のいずれかに記載した高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10314696A JPH09263838A (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10314696A JPH09263838A (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09263838A true JPH09263838A (ja) | 1997-10-07 |
Family
ID=14346380
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10314696A Pending JPH09263838A (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09263838A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303185A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Kawasaki Steel Corp | 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法 |
| WO2008145871A2 (fr) * | 2007-05-11 | 2008-12-04 | Arcelormittal France | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| 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 |
-
1996
- 1996-03-28 JP JP10314696A patent/JPH09263838A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303185A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Kawasaki Steel Corp | 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法 |
| WO2001083839A1 (fr) * | 2000-04-27 | 2001-11-08 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid a haute resistance presentant d'excellentes proprietes en matiere de ductilite et de vieillissement naturel sous contrainte |
| JP4524850B2 (ja) * | 2000-04-27 | 2010-08-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法 |
| 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 |
| WO2008145871A2 (fr) * | 2007-05-11 | 2008-12-04 | Arcelormittal France | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| WO2008145871A3 (fr) * | 2007-05-11 | 2009-02-19 | Arcelormittal France | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| US10612106B2 (en) | 2007-05-11 | 2020-04-07 | Arcelormittal | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
| US11414722B2 (en) | 2007-05-11 | 2022-08-16 | Arcelormittal | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
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