JPS6052528A - 延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法Info
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- JPS6052528A JPS6052528A JP16158983A JP16158983A JPS6052528A JP S6052528 A JPS6052528 A JP S6052528A JP 16158983 A JP16158983 A JP 16158983A JP 16158983 A JP16158983 A JP 16158983A JP S6052528 A JPS6052528 A JP S6052528A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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
【発明の詳細な説明】
本発明は延性およびスポット溶接性の良好な高強度薄鋼
板の製造方法に係り、特に引張強度が５０１ｃ、、ｆ／
ｄ以−ヒの高張力薄鋼板の低廉コストによる製造方法に
関する。
板の製造方法に係り、特に引張強度が５０１ｃ、、ｆ／
ｄ以−ヒの高張力薄鋼板の低廉コストによる製造方法に
関する。
近年、自動車の安全性および軽量化の観点からバンパー
やドア・ガードバ−などの強度部材には引張強さ５０ｋ
ｆ、ｆ／−以上の高強度鋼板が多用されるようになって
きた。このような用途に適用される材料の特性としては
、引張強さが高いと同時に延〆Ｌが良好であ＃）、更に
車体の組立時にはスポット溶接性が良好であることが要
求される。
やドア・ガードバ−などの強度部材には引張強さ５０ｋ
ｆ、ｆ／−以上の高強度鋼板が多用されるようになって
きた。このような用途に適用される材料の特性としては
、引張強さが高いと同時に延〆Ｌが良好であ＃）、更に
車体の組立時にはスポット溶接性が良好であることが要
求される。
かかる要求に応えるために最近フェライトとマルテンサ
イトを主とする低温変態生成物から成る混合組織鋼板が
使用されている。しかし、従来の混合組織鋼板で強度を
高めるには＋ Ｃ＠ Ｍｎ ｓ ８１ｓＮｂ、Ｔｉなど
の元素を多量に添加する必要があり、その結果製造コス
トの上昇をもたらし、また、Ｃ１Ｍｎなどの多量添加は
スポット溶接性を劣化させるという問題があった。この
二律背反現象のため、従来延性およびスポット溶接性の
良好な高強度鋼板を低コストで製造することはきわめて
困難であった。
イトを主とする低温変態生成物から成る混合組織鋼板が
使用されている。しかし、従来の混合組織鋼板で強度を
高めるには＋ Ｃ＠ Ｍｎ ｓ ８１ｓＮｂ、Ｔｉなど
の元素を多量に添加する必要があり、その結果製造コス
トの上昇をもたらし、また、Ｃ１Ｍｎなどの多量添加は
スポット溶接性を劣化させるという問題があった。この
二律背反現象のため、従来延性およびスポット溶接性の
良好な高強度鋼板を低コストで製造することはきわめて
困難であった。
本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消し、製造
コストが低廉な延性およびスポット溶接性の良好な高強
度薄鋼板の効果的な製造方法を提供することにある。
コストが低廉な延性およびスポット溶接性の良好な高強
度薄鋼板の効果的な製造方法を提供することにある。
本発明のこの目的は次の３発明のいずれによっても効果
的に達成される。
的に達成される。
第１発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、重量比にてＣ： ０．０２〜０．１５％、Ｍｎ
： ０．８〜３．５％、Ｐ：０．０２〜０．１５％、Ａ
ｚ ： ｏ、ｉ ０％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２
５，９６’を含む高強度薄鋼板の製造方法において、前
記基本組成のほか残部がＦｅおよび不可避的不純物より
成る鋼を溶製したる後通常の工程により１熱間圧延する
工程と、前記熱延鋼帯を５５０℃以下の温度で巻取り酸
洗後冷間圧延する工程と、前記冷延鋼帯をＡｃ 、変態
点〜９５０℃の温度範囲に１０秒から１０分間加熱保持
する工程と、前記加熱工程終了後６００〜３００℃間の
平均冷却速度が下記（１）式でまる臨界冷却速度ＣＲ（
℃／５ｅｃ）以上２００℃／ｓｅｅ未滴の範囲となる如
く冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする延性
およびスポット溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法
である。
わち、重量比にてＣ： ０．０２〜０．１５％、Ｍｎ
： ０．８〜３．５％、Ｐ：０．０２〜０．１５％、Ａ
ｚ ： ｏ、ｉ ０％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２
５，９６’を含む高強度薄鋼板の製造方法において、前
記基本組成のほか残部がＦｅおよび不可避的不純物より
成る鋼を溶製したる後通常の工程により１熱間圧延する
工程と、前記熱延鋼帯を５５０℃以下の温度で巻取り酸
洗後冷間圧延する工程と、前記冷延鋼帯をＡｃ 、変態
点〜９５０℃の温度範囲に１０秒から１０分間加熱保持
する工程と、前記加熱工程終了後６００〜３００℃間の
平均冷却速度が下記（１）式でまる臨界冷却速度ＣＲ（
℃／５ｅｃ）以上２００℃／ｓｅｅ未滴の範囲となる如
く冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする延性
およびスポット溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法
である。
１ｏｇＣＲ（’Ｃ／５ｅｅ）＝−１，７３（Ｍｎ（％）
−１−３，５Ｐ（％）〕＋３．９５・・・・・・・・・
・・・（１）第２発明の要旨とするところは次の如くで
ある。すなわち、上記第１発明と同一基本組成のほかに
更にＳ ｉ ： ０．１〜１．５％、 Ｃｒ ： ０．
１〜１．０ＸＴｈ Ｍｏ ：０．１〜１．０％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含み、かつ ＭｎＸ＋０．２６８ ｉ Ｘ−１−３，５ＰＸ＋ １．
３ＣｒＸ＋２６７ Ｍｏ ね０．６４％を満足し残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物より成る鋼を溶製したる後、
第１発明と同一要件で熱延、冷延および熱処理を行い、
最後の冷却工程の平均冷却速度が下記（２）式でまる臨
界冷却速度ＣＲ・（℃／５ｅｅ）以上２００℃／ｓｅｅ
未満の範囲となる如く冷却する工程を有して成る製造方
法である。
−１−３，５Ｐ（％）〕＋３．９５・・・・・・・・・
・・・（１）第２発明の要旨とするところは次の如くで
ある。すなわち、上記第１発明と同一基本組成のほかに
更にＳ ｉ ： ０．１〜１．５％、 Ｃｒ ： ０．
１〜１．０ＸＴｈ Ｍｏ ：０．１〜１．０％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含み、かつ ＭｎＸ＋０．２６８ ｉ Ｘ−１−３，５ＰＸ＋ １．
３ＣｒＸ＋２６７ Ｍｏ ね０．６４％を満足し残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物より成る鋼を溶製したる後、
第１発明と同一要件で熱延、冷延および熱処理を行い、
最後の冷却工程の平均冷却速度が下記（２）式でまる臨
界冷却速度ＣＲ・（℃／５ｅｅ）以上２００℃／ｓｅｅ
未満の範囲となる如く冷却する工程を有して成る製造方
法である。
１ｏｇＣＲ（℃／５ｅｃ）−−１゜７３（Ｍｎ（％）＋
０．２６ＳＩ （％）−１−３，５Ｐ（％）＋１．３Ｃ
ｒ（％）＋２．６７Ｍｏ （％））＋３．９５・・・・
・・・・・・・・（２）次に第３発明は溶鋼組成として
は、第１発明と同一基本組成のほかにＢ：５〜１１００
ｐｒ） を含み、更に必要により第２発明と同一条件で
８ｉ、Ｃｒ。
０．２６ＳＩ （％）−１−３，５Ｐ（％）＋１．３Ｃ
ｒ（％）＋２．６７Ｍｏ （％））＋３．９５・・・・
・・・・・・・・（２）次に第３発明は溶鋼組成として
は、第１発明と同一基本組成のほかにＢ：５〜１１００
ｐｒ） を含み、更に必要により第２発明と同一条件で
８ｉ、Ｃｒ。
ＭＯのうちから選ばれた１種または２種以上を含み、か
つ Ｍｎ％十０．２６８ｉ％＋３．５Ｐ％＋１．３ Ｃｒ
＋ ２．６７ Ｍｏ％≧０．６４を満足し残部はｒｅお
よび不可避的不純物より成る鋼を溶製したる後、第１発
明と同一要件で熱延、冷延および熱処理を行い、最後の
冷却工程の平均冷却速度が下記（３）式でまる臨界冷却
速度ＣＲ（℃／５ｅｅ）以上２００％／ｓｅｅ未溝の範
囲となる如く冷却する工程を有して成る製造方法である
。
つ Ｍｎ％十０．２６８ｉ％＋３．５Ｐ％＋１．３ Ｃｒ
＋ ２．６７ Ｍｏ％≧０．６４を満足し残部はｒｅお
よび不可避的不純物より成る鋼を溶製したる後、第１発
明と同一要件で熱延、冷延および熱処理を行い、最後の
冷却工程の平均冷却速度が下記（３）式でまる臨界冷却
速度ＣＲ（℃／５ｅｅ）以上２００％／ｓｅｅ未溝の範
囲となる如く冷却する工程を有して成る製造方法である
。
１ｏｇＣＲ（’Ｃ／ ｓｅｃ ） ＝−１，７３［Ｍｎ
（％）＋０．２６８ｉ（％）＋３．５Ｐ（％）＋１．
３Ｃｒ（％）＋２．６７Ｍｏ （％）〕＋３．４０・・
・・・・・・・・・・（３）す彦わち、本発明は安価な
強化元素であるＰと、更に強化能の大きなＮを積極的に
添加した鋼を適正な熱間圧延と制御熱処理によって、フ
ェライトとマルテンサイト相を主体とする低温変態生成
物相から成る混合組織とすることによって延性およびス
ポット溶接性が共に良好な高強度薄鋼板の製造に成功し
たものであって１本発明はＮを積極的に添加することに
よって引張強度のみならず降伏応力が従来の混合組織鋼
より高くなることも、強度部材としての用途に対して有
利である。
（％）＋０．２６８ｉ（％）＋３．５Ｐ（％）＋１．
３Ｃｒ（％）＋２．６７Ｍｏ （％）〕＋３．４０・・
・・・・・・・・・・（３）す彦わち、本発明は安価な
強化元素であるＰと、更に強化能の大きなＮを積極的に
添加した鋼を適正な熱間圧延と制御熱処理によって、フ
ェライトとマルテンサイト相を主体とする低温変態生成
物相から成る混合組織とすることによって延性およびス
ポット溶接性が共に良好な高強度薄鋼板の製造に成功し
たものであって１本発明はＮを積極的に添加することに
よって引張強度のみならず降伏応力が従来の混合組織鋼
より高くなることも、強度部材としての用途に対して有
利である。
先ず、本発明を得た基本実験結果について説明する。
第１表に示す如き化学組成で、アンダーラインを施した
成分のみが本発明の要件を満足しない供試材Ａ％Ｂ％Ｃ
，ＤおよびＥ、ｌｉ”、Ｇ、■１について仕上圧延温度
８３０〜８７０℃、巻取り温度５００〜５２０℃にて熱
延し、各回−の１．０■厚に冷間圧延した後、本発明に
よる７７０℃Ｘ ６０ ｓｅｃ加熱後６００〜３００℃
間の平均冷却速度が４０〜ｂ比較例の平均冷却速度がＣ
’Ｒ’Ｃ／ｓ未満のガスジェット冷却かｔ九は従来の箱
焼鈍により６７０℃にて１０時間加熱した場合、更に冷
却速度が約２０００１：／ｓｅｃ の水冷によった場合
の３種の異なる熱処理を行ない、各供試材Ａ１Ｂ、Ｃ％
ＤおよびＥ１Ｆ％Ｇ％Ｈの引張強さと伸びを測定した結
果をそれぞれ１１図および第２図に示した。
成分のみが本発明の要件を満足しない供試材Ａ％Ｂ％Ｃ
，ＤおよびＥ、ｌｉ”、Ｇ、■１について仕上圧延温度
８３０〜８７０℃、巻取り温度５００〜５２０℃にて熱
延し、各回−の１．０■厚に冷間圧延した後、本発明に
よる７７０℃Ｘ ６０ ｓｅｃ加熱後６００〜３００℃
間の平均冷却速度が４０〜ｂ比較例の平均冷却速度がＣ
’Ｒ’Ｃ／ｓ未満のガスジェット冷却かｔ九は従来の箱
焼鈍により６７０℃にて１０時間加熱した場合、更に冷
却速度が約２０００１：／ｓｅｃ の水冷によった場合
の３種の異なる熱処理を行ない、各供試材Ａ１Ｂ、Ｃ％
ＤおよびＥ１Ｆ％Ｇ％Ｈの引張強さと伸びを測定した結
果をそれぞれ１１図および第２図に示した。
鋼組成としては、本発明例Ａ％Ｃ，Ｅ、Ｇはいずれも本
発明の限定要件を満足するものであるが。
発明の限定要件を満足するものであるが。
比較例ＢはＰが過少であり、比較例りはＰが過大であり
、比較例ＦはＮが過少であシ、その他は組成としては本
発明の要件を満足するが、前記の如く比較例は冷却工程
の平均冷却速度が本発明の要件を満足しないものである
。第１図、＃ｃ２図より明らかな如く箱焼鈍またはＣＲ
℃／８未満の速度で冷却した供試材は伸びが著しくすぐ
れているが引張強度が低く、１九水冷による本のは引張
強度は７０１ｗ、ｆ／−以上を示すが、伸びが顕著に劣
化しているのに対し、本発明例の限定化学組成を満足し
冷却工程における平均冷却速度がＣＲ℃／ｓｅｃ以上２
００℃以上２０朱 強度と伸びの関係が良好であることを示している。
、比較例ＦはＮが過少であシ、その他は組成としては本
発明の要件を満足するが、前記の如く比較例は冷却工程
の平均冷却速度が本発明の要件を満足しないものである
。第１図、＃ｃ２図より明らかな如く箱焼鈍またはＣＲ
℃／８未満の速度で冷却した供試材は伸びが著しくすぐ
れているが引張強度が低く、１九水冷による本のは引張
強度は７０１ｗ、ｆ／−以上を示すが、伸びが顕著に劣
化しているのに対し、本発明例の限定化学組成を満足し
冷却工程における平均冷却速度がＣＲ℃／ｓｅｃ以上２
００℃以上２０朱 強度と伸びの関係が良好であることを示している。
次にスポット溶接性に対する鋼成分中の２％Ｎ量の及ぼ
す影響について行った実験結果について説明する。本発
明の基本組成を満足する０．０５％Ｃ−１．５％Ｍｎ−
０．００６％Ｎ鋼についてＰ量をｔｒから０．２％まで
種々変化させて５種類の供試材を溶製し、次に０．０５
％Ｃ−１，５％Ｍｎ − ０． ０ ５％Ｐなる基本組
成を有する鋼についてＮをｏ．ｏｏｉ〜０．０３０％ま
での範囲で変化させた６種類の供試材を溶製した。
す影響について行った実験結果について説明する。本発
明の基本組成を満足する０．０５％Ｃ−１．５％Ｍｎ−
０．００６％Ｎ鋼についてＰ量をｔｒから０．２％まで
種々変化させて５種類の供試材を溶製し、次に０．０５
％Ｃ−１，５％Ｍｎ − ０． ０ ５％Ｐなる基本組
成を有する鋼についてＮをｏ．ｏｏｉ〜０．０３０％ま
での範囲で変化させた６種類の供試材を溶製した。
これらの供試材を仕上げ圧延温度８３０〜８７０℃で熱
砥した後，５００〜５２０℃の温度範囲で巻取った。こ
の熱延鋼帯を冷延して最終板厚を１．０ｍとし、これら
の冷延鋼破缶供試材を７７０℃にて６０秒間加熱後６０
０〜３００℃間の平均冷却速度が臨界冷却速度”’ （
’Ｃ ／ ｓｅｃ ）以上の３ ０Ｖｓ ｅ ｃのガ
ス、ジェット冷却を行なう熱処理を完了した鋼板につい
てスポット溶接性を調査した。スボツ１ト溶（１１） 接条件は、加圧力３００］ＣＩｌ，ｆ，通電時間１０Ｈ
ｒの条件でチリ発生限界電流直下の電流で溶接し、溶接
部の剪断引張試験および十字引張試験を行ない、剪断引
張強度および十字引張強度に及ぼすＰ含有量およびＮ含
有量の影響を調査した。結果はそれぞれ第３図および第
４図に示すとおシである。
砥した後，５００〜５２０℃の温度範囲で巻取った。こ
の熱延鋼帯を冷延して最終板厚を１．０ｍとし、これら
の冷延鋼破缶供試材を７７０℃にて６０秒間加熱後６０
０〜３００℃間の平均冷却速度が臨界冷却速度”’ （
’Ｃ ／ ｓｅｃ ）以上の３ ０Ｖｓ ｅ ｃのガ
ス、ジェット冷却を行なう熱処理を完了した鋼板につい
てスポット溶接性を調査した。スボツ１ト溶（１１） 接条件は、加圧力３００］ＣＩｌ，ｆ，通電時間１０Ｈ
ｒの条件でチリ発生限界電流直下の電流で溶接し、溶接
部の剪断引張試験および十字引張試験を行ない、剪断引
張強度および十字引張強度に及ぼすＰ含有量およびＮ含
有量の影響を調査した。結果はそれぞれ第３図および第
４図に示すとおシである。
第８図より明らかなとおり、Ｐが０．１５Ｘ を越える
と剪断引張強度および十字引張強度のいずれも強度が劣
化し、特に十字引張強度は急激に低下する。従って本発
明においては後記の如くＰの含有量の上限を０．１５Ｎ
に限定した。
と剪断引張強度および十字引張強度のいずれも強度が劣
化し、特に十字引張強度は急激に低下する。従って本発
明においては後記の如くＰの含有量の上限を０．１５Ｎ
に限定した。
また、第４図より明らかなとおり、Ｎが０．０２５％を
越すと剪断引張強度および十字引張強度のいずれも強度
が劣化し、この場合も特に十字引張強度は急激に低下す
る。従って本発明においては後記の如くＮの含有量の上
限を０．０２５％に限定した。
越すと剪断引張強度および十字引張強度のいずれも強度
が劣化し、この場合も特に十字引張強度は急激に低下す
る。従って本発明においては後記の如くＮの含有量の上
限を０．０２５％に限定した。
この傾向は、その後の熱処理法の如何に拘らず鋼中に存
在するＰおよびＮの含有量のみによって決定されること
が判明した。
在するＰおよびＮの含有量のみによって決定されること
が判明した。
（１２）
次に本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃ ：
Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要であり、特に本発明
では熱処理後にフェライトとマルテンサイトを主体とす
る低温変態生成物から成る混合組織を得る丸めに少くと
も０．０２％以上のＣの添加が必要である。しかしなが
ら０．１５％を越見るとスポット溶接性が急激に劣化す
るので上限を０．１５％とし，０．０２〜０，１５％の
範囲に限定した。
では熱処理後にフェライトとマルテンサイトを主体とす
る低温変態生成物から成る混合組織を得る丸めに少くと
も０．０２％以上のＣの添加が必要である。しかしなが
ら０．１５％を越見るとスポット溶接性が急激に劣化す
るので上限を０．１５％とし，０．０２〜０，１５％の
範囲に限定した。
Ｍｎ：
Ｍｎは固溶体強化元素であり１強度を確保するために必
要であシ、特に本発明においては低温変態生成物を安定
して形成させるために重要である。
要であシ、特に本発明においては低温変態生成物を安定
して形成させるために重要である。
Ｍｎの下限は（１）、（２）式の臨界冷却速度ＣＲを２
００℃／ｓｅＣ 未満とする条件によって決まｌ）、Ｓ
ｉ。
００℃／ｓｅＣ 未満とする条件によって決まｌ）、Ｓ
ｉ。
Ｃｒ，Ｍｏ、Ｂを含まない場合はＭｎが０．８ 未満で
は（１）式のＣＲが２００℃／ｓｅｃ以上になるため下
限を０．８％に限定した。また８１，Ｏｒ．Ｍｏ，Ｂの
１１１以上を含む場合にはこれらの元素がＣＲ低減に効
果があるためＭｎの低減が可能であるが、溶製上の観点
から０． ２ Ｎを下限とし，かつ（２）式のＣＢ，を
２００℃／ｓｅＣ 未満にするため次の条件が必要であ
る。
は（１）式のＣＲが２００℃／ｓｅｃ以上になるため下
限を０．８％に限定した。また８１，Ｏｒ．Ｍｏ，Ｂの
１１１以上を含む場合にはこれらの元素がＣＲ低減に効
果があるためＭｎの低減が可能であるが、溶製上の観点
から０． ２ Ｎを下限とし，かつ（２）式のＣＢ，を
２００℃／ｓｅＣ 未満にするため次の条件が必要であ
る。
Ｍｎ％＋０．２’６ Ｓ １％＋３．５Ｐ％＋１．３Ｃ
ｒ％＋２．６７Ｍｏ％≧０．６４％一方，Ｍｎ量の増加
に応じてＯＲは減少し比較的小さな冷却速度でも目的と
する混合組織が得られるが、Ｍｎｉが３．５Ｘを越える
とＣと同様にスポット溶接性の劣化を龜たらすので上限
を３．５％とし、０、８〜３．５％の範囲に限定した。
ｒ％＋２．６７Ｍｏ％≧０．６４％一方，Ｍｎ量の増加
に応じてＯＲは減少し比較的小さな冷却速度でも目的と
する混合組織が得られるが、Ｍｎｉが３．５Ｘを越える
とＣと同様にスポット溶接性の劣化を龜たらすので上限
を３．５％とし、０、８〜３．５％の範囲に限定した。
Ｐ：
Ｐは本発明における混合組織を形成するのに少くとも０
．０２Ｎ を必要とするので下限を０．０２％ とした
。しかしＰ添加量の増大に伴ない（１）、（２）、（３
）式に示す如く混合組織の得られる下限の冷却速度ＯＲ
は減少するが，第８図に示す如くＰ添加量が０、１５％
を越えるとスポット溶接強度、特に十字引張強度が急激
に低下するので上限を０．１５Ｎとし、０、０２〜０．
１５％の範囲に限定した。
．０２Ｎ を必要とするので下限を０．０２％ とした
。しかしＰ添加量の増大に伴ない（１）、（２）、（３
）式に示す如く混合組織の得られる下限の冷却速度ＯＲ
は減少するが，第８図に示す如くＰ添加量が０、１５％
を越えるとスポット溶接強度、特に十字引張強度が急激
に低下するので上限を０．１５Ｎとし、０、０２〜０．
１５％の範囲に限定した。
Ａｔ；
Ａｔは脱酸元素として必要であるが、過剰のＡ４はアル
ミナクラスターを形成し表面性状を劣化させ、また熱間
割れの危険が高くなるので上限を０．１０％に限定した
。
ミナクラスターを形成し表面性状を劣化させ、また熱間
割れの危険が高くなるので上限を０．１０％に限定した
。
Ｎ：
Ｎは鋼板の強度を高めるために必要であり、更に塗装焼
付けの際の歪時効による硬化を利用するのに添加する。
付けの際の歪時効による硬化を利用するのに添加する。
強化に対する寄与は少量でも有効であるが、現在の転炉
一連続鋳造による製鋼技術ではＮ量は通常ｏ、ｏｏｉｏ
〜０．００４０Ｘであり、これより低くすることで本発
明の目的よシ得る処がないので下限を０．００５％とし
た。しかし第４図に示す如（、Ｎが過剰となって０．０
２５％を越えるとスボツｒ溶接性が劣化し、特に十字引
張強度が急救に低下するので上限を０．０２５％とし、
０．００５〜０．０２５Ｎの範囲に限定した。
一連続鋳造による製鋼技術ではＮ量は通常ｏ、ｏｏｉｏ
〜０．００４０Ｘであり、これより低くすることで本発
明の目的よシ得る処がないので下限を０．００５％とし
た。しかし第４図に示す如（、Ｎが過剰となって０．０
２５％を越えるとスボツｒ溶接性が劣化し、特に十字引
張強度が急救に低下するので上限を０．０２５％とし、
０．００５〜０．０２５Ｎの範囲に限定した。
上記Ｃ，Ｍｎ、Ｐ、ｋｌ、Ｎの各限定量をもって本発明
の高強度薄鋼板の基本組成とするが、更に必要により８
ｉ 、Ｃｒ、 Ｍｏ、Ｂの各元素を下記限定量の範囲に
おいて１種または２種以上を同時に含有する場合でも本
発明の目的を有効に達成することができる。これらの元
素の限定理由は次の如く（１５） である、 Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｈ： これらの元素は前記（２Ｌ （３）式から明らかな如く
、いずれも混合組織形成に必要な臨界冷却速度を下げる
と同時に、低温変態生成物の址を増し、その結果強度向
上の効果がある。而してその効果が発揮されるにはＳｉ
、Ｃｒ、Ｍｏの各元素は０１％以上、Ｂは５ｐｐｍ以−
にを必要とするので、これをもって下限とした。しかし
過剰の添加は効果が飽和しコストも−Ｆ昇するので上限
をＳｉけ１．５％、Ｃｒ％ＭＯはいずれも１．０腎、Ｂ
ｉｄ：１１００ｐｐとし、それぞれ次の範囲に限定した
。
の高強度薄鋼板の基本組成とするが、更に必要により８
ｉ 、Ｃｒ、 Ｍｏ、Ｂの各元素を下記限定量の範囲に
おいて１種または２種以上を同時に含有する場合でも本
発明の目的を有効に達成することができる。これらの元
素の限定理由は次の如く（１５） である、 Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｈ： これらの元素は前記（２Ｌ （３）式から明らかな如く
、いずれも混合組織形成に必要な臨界冷却速度を下げる
と同時に、低温変態生成物の址を増し、その結果強度向
上の効果がある。而してその効果が発揮されるにはＳｉ
、Ｃｒ、Ｍｏの各元素は０１％以上、Ｂは５ｐｐｍ以−
にを必要とするので、これをもって下限とした。しかし
過剰の添加は効果が飽和しコストも−Ｆ昇するので上限
をＳｉけ１．５％、Ｃｒ％ＭＯはいずれも１．０腎、Ｂ
ｉｄ：１１００ｐｐとし、それぞれ次の範囲に限定した
。
Ｓｌ： ０．１〜１．５％
Ｃｒ： ０．１〜１．（’１％
ＭＯ： ０．１〜１０％
Ｔ３ ： ５ 〜１１００ｐｐ
なお、Ｓｒ、Ｃｒ％Ｍｏ、Ｈの各元素はいずれも単独に
使用してそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそ
れぞれの効果が減殺されることがない。
使用してそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそ
れぞれの効果が減殺されることがない。
上記の如く成分組成を限定した鋼について下記（１６）
の如く適切な熱間圧延および冷延鋼板の熱処理条件を限
定管理することにより延性およびスポット溶接性の良好
な高強度薄鋼板を低摩なコストで製造できる。
定管理することにより延性およびスポット溶接性の良好
な高強度薄鋼板を低摩なコストで製造できる。
先ず、熱間圧延は通常の条件で行われるが、成分中のＮ
は強化に有効に働くためには熱延母板の段階で固溶の状
態にある必要があるので、スラブ再加熱温度は高温とし
、溶は残シのＡｔＮを少くしておくことが望ましい。
は強化に有効に働くためには熱延母板の段階で固溶の状
態にある必要があるので、スラブ再加熱温度は高温とし
、溶は残シのＡｔＮを少くしておくことが望ましい。
次に本発明において重要な要件は熱延後の巻取シ温度で
ある。巻取り温度について本発明者らが行った実験結果
について説明する。
ある。巻取り温度について本発明者らが行った実験結果
について説明する。
第２表
第２表に示す本発明による限定内の組成の熱延鋼板を巻
取り温度を３００〜８００℃と広範囲に変化させて、冷
延、焼鈍後の材質に及ぼす巻取り温度の影響を調査し友
。この場合の焼鈍条件は８００℃に６０秒間均熱後４０
〜６０℃／ａｅｃの冷却速度で冷却したものであって、
結果は第５図に示すとおりである。第５図より明らかな
如く、供試材＆１．２．３はいずれも５５０℃を限界と
して高温巻取し材はど引張強度が低下し、逆に５５０℃
以下の温度で巻取ることにより冷延、焼鈍後の引張強度
が顕著に増大することを示している。これは熱延母板組
織自体が微細になることと、Ｎが固溶状態で存在する割
合が増加するためその後の冷延、焼鈍により微細な組織
で、しかも多くの固溶Ｎ″！！たは微細な窒化物を含む
鋼が得られることによるものである。上記の理由から本
発明においては、熱延後の巻取り温度を５５０℃以下に
限定した。
取り温度を３００〜８００℃と広範囲に変化させて、冷
延、焼鈍後の材質に及ぼす巻取り温度の影響を調査し友
。この場合の焼鈍条件は８００℃に６０秒間均熱後４０
〜６０℃／ａｅｃの冷却速度で冷却したものであって、
結果は第５図に示すとおりである。第５図より明らかな
如く、供試材＆１．２．３はいずれも５５０℃を限界と
して高温巻取し材はど引張強度が低下し、逆に５５０℃
以下の温度で巻取ることにより冷延、焼鈍後の引張強度
が顕著に増大することを示している。これは熱延母板組
織自体が微細になることと、Ｎが固溶状態で存在する割
合が増加するためその後の冷延、焼鈍により微細な組織
で、しかも多くの固溶Ｎ″！！たは微細な窒化物を含む
鋼が得られることによるものである。上記の理由から本
発明においては、熱延後の巻取り温度を５５０℃以下に
限定した。
次に本発明における熱処理要件について説明する。先ず
冷延鋼帯の加熱温度は、低温変態生成相の母相であるオ
ーステナイト相を得るためにＡｃ。
冷延鋼帯の加熱温度は、低温変態生成相の母相であるオ
ーステナイト相を得るためにＡｃ。
変態点以上の温度としなければならないことは当然であ
る。更にＡｃ、変態点以上においては、加熱温度の増加
に伴ないオーステナイト相の量が増し、よシ高強度が得
られるので高温焼鈍が望ましいが、９５０℃を越すと強
度増加が飽和すると同時に焼鈍写囲気調整を行ってもガ
ンパーカラーの発生を抑制することが困難であるので上
限を９５０℃とし、Ａｃ、変態点〜９５０℃の温度範囲
に限定した。
る。更にＡｃ、変態点以上においては、加熱温度の増加
に伴ないオーステナイト相の量が増し、よシ高強度が得
られるので高温焼鈍が望ましいが、９５０℃を越すと強
度増加が飽和すると同時に焼鈍写囲気調整を行ってもガ
ンパーカラーの発生を抑制することが困難であるので上
限を９５０℃とし、Ａｃ、変態点〜９５０℃の温度範囲
に限定した。
上記温度範囲の焼鈍における加熱時間については、所定
量のγ相を現出させるために少くとも１０・秒を必要と
するも、１０分間を越す長時間の保持によって結晶粒の
粗大化を招くので上限を１０分間とし、加熱保持時間を
１０秒〜１０分間の範囲に限定した。
量のγ相を現出させるために少くとも１０・秒を必要と
するも、１０分間を越す長時間の保持によって結晶粒の
粗大化を招くので上限を１０分間とし、加熱保持時間を
１０秒〜１０分間の範囲に限定した。
次に上記加熱温度からの冷却条件は本発明においては極
めて重要な要件の一つである。前記第１図および第２図
にて示された本発明者らの実験結果から（１）、（２）
、 （３）式で計算されるＣＴ４以上の冷却速度で冷却
された混合組織鋼板は強度と延性との関係が良好である
。しかし冷却速度が２００℃／５ｅｃ（１９） 以上になると、素材の均一冷却が難しく材質のばらつき
が大きくなるのにＪえ、自動車部品として使用する際の
塗装焼付けによって強度が劣化する。
めて重要な要件の一つである。前記第１図および第２図
にて示された本発明者らの実験結果から（１）、（２）
、 （３）式で計算されるＣＴ４以上の冷却速度で冷却
された混合組織鋼板は強度と延性との関係が良好である
。しかし冷却速度が２００℃／５ｅｃ（１９） 以上になると、素材の均一冷却が難しく材質のばらつき
が大きくなるのにＪえ、自動車部品として使用する際の
塗装焼付けによって強度が劣化する。
これを避けるために過時効処理を低温で行なう方法があ
るが製造工程を煩雑にし材質の制御をも困難にするので
採用できない。冷却速度がＣＲ（℃／５ｅｃ）未満の場
合は第１図、第２図より明らかな如く、伸びが著しく大
となるが強度が伴わず、箱焼鈍材の極端な例は勿論であ
るが、伸びと強度との関係はＣＲ，（℃／ ５ｅｃ）以
上２００℃／ｓｅｅ未溝の冷却速度のものよりも良好で
はない。従って、本発明では臨界冷却速度Ｃ’Ｉｔ （
℃／ ５ｅｃ）を下限とし、上限を安定した材質のイ！
すられる２００℃／ｓｅｃ未滴の冷却速度に限定した。
るが製造工程を煩雑にし材質の制御をも困難にするので
採用できない。冷却速度がＣＲ（℃／５ｅｃ）未満の場
合は第１図、第２図より明らかな如く、伸びが著しく大
となるが強度が伴わず、箱焼鈍材の極端な例は勿論であ
るが、伸びと強度との関係はＣＲ，（℃／ ５ｅｃ）以
上２００℃／ｓｅｅ未溝の冷却速度のものよりも良好で
はない。従って、本発明では臨界冷却速度Ｃ’Ｉｔ （
℃／ ５ｅｃ）を下限とし、上限を安定した材質のイ！
すられる２００℃／ｓｅｃ未滴の冷却速度に限定した。
而して上記冷却速度を制御する温度範囲は６００〜３０
０℃間で十分であり、この温度範囲を」二記限定冷却速
度にて冷却することによりフェライト相とマルテンサイ
ト相を主体とする低温変態生成物および残留オーステナ
イト相から成る混合組織鋼を得ることができる。
０℃間で十分であり、この温度範囲を」二記限定冷却速
度にて冷却することによりフェライト相とマルテンサイ
ト相を主体とする低温変態生成物および残留オーステナ
イト相から成る混合組織鋼を得ることができる。
本発明の実施例については、先に本発明者らの（２０）
基本実験として、本発明と従来の箱焼鈍を含む冷却速度
の遅い場合および約２０００℃／ｓｅｅの水冷による３
つの場合の焼鈍条件を対比し、本発明例による供試材Ａ
、Ｃ，Ｅ、Ｇは比較例Ｂ％Ｄ、Ｆ、Ｈに比し強度と伸び
の関係が格段にすぐれていることを示し、更に鋼成分中
のＰおよびＮが本発明の限定量内の鋼板が本発明による
熱延および熱処理の如何に拘らず、スポット溶接性がす
ぐれていることを示したが更に次の実施例について説明
する。
の遅い場合および約２０００℃／ｓｅｅの水冷による３
つの場合の焼鈍条件を対比し、本発明例による供試材Ａ
、Ｃ，Ｅ、Ｇは比較例Ｂ％Ｄ、Ｆ、Ｈに比し強度と伸び
の関係が格段にすぐれていることを示し、更に鋼成分中
のＰおよびＮが本発明の限定量内の鋼板が本発明による
熱延および熱処理の如何に拘らず、スポット溶接性がす
ぐれていることを示したが更に次の実施例について説明
する。
実施例１
０．１３％Ｃ−２，０％Ｍ ｎ −０，０５％Ｐを基本
組成とし、Ｎ量が本発明の限定外の０．００３Ｎを含有
する供試財産１と、本発明の限定内の０．０１６０％を
含有する供試材ＪＩ６２の２鋼種を溶製した。
組成とし、Ｎ量が本発明の限定外の０．００３Ｎを含有
する供試財産１と、本発明の限定内の０．０１６０％を
含有する供試材ＪＩ６２の２鋼種を溶製した。
いずれも同一の仕上げ圧延温度８００〜７８０℃にて熱
延した後、４００〜４５０℃にて巻取り、酸洗後冷延し
て最終板厚１．０ ｍの冷延鋼板とした。この冷延鋼板
を７００〜９８０℃まで種々変えた最高加熱温度にて６
０秒間保持する均熱焼鈍処理した後、１９１） 冷却に当り６００〜３００℃間の平均冷却速度を臨界冷
却速度ＣＲ（℃／ ５ｅｅ）以上２００℃／ｓｅｅ未溝
の４０℃／ｓｅｃ のガス、ジェット冷却を行←ない引
張特性を比較した。結果は第６図に示すとおりである。
延した後、４００〜４５０℃にて巻取り、酸洗後冷延し
て最終板厚１．０ ｍの冷延鋼板とした。この冷延鋼板
を７００〜９８０℃まで種々変えた最高加熱温度にて６
０秒間保持する均熱焼鈍処理した後、１９１） 冷却に当り６００〜３００℃間の平均冷却速度を臨界冷
却速度ＣＲ（℃／ ５ｅｅ）以上２００℃／ｓｅｅ未溝
の４０℃／ｓｅｃ のガス、ジェット冷却を行←ない引
張特性を比較した。結果は第６図に示すとおりである。
第６図より明らかなとおり、本発明による焼鈍温度範囲
にある８００〜９５０℃においては本発明による限定内
のＮを含む供試材４２は本発明の限定外のＮを含む／Ｉ
６１より引張強度、降伏応力ともすぐれているに拘らず
、伸び値はほぼ同一であることを示している。このこと
は本発明鋼は強度と共に延性も、すぐれていることを示
すものである。
にある８００〜９５０℃においては本発明による限定内
のＮを含む供試材４２は本発明の限定外のＮを含む／Ｉ
６１より引張強度、降伏応力ともすぐれているに拘らず
、伸び値はほぼ同一であることを示している。このこと
は本発明鋼は強度と共に延性も、すぐれていることを示
すものである。
実施例２
第３表に示す如き化学組成の鋼を溶製し、供試材ＡＩ−
Ａから５− ）−１まで合計１６種の化学組成の試料を
作成した。第３表中本発明による限定組成に該当しない
成分はアンダーラインを付して区別し、供試材４１−Ａ
から３−ＢまではＮの添加効果、供試材４４−Ａから５
−ＡまではＰの添加効果、供試甘煮５−Ｂ、５−Ｃ１５
−’Ｄ、５−ＥはそれぞれＳｉ 、 Ｃｒ 、 Ｍｏ、
Ｂの添加効果を確認（２２） し、供試材ム５−ＦはＳｉ、Ｃｒの複合添加効果、Ａ５
−ＧＵＭｏ、Ｂの複合添加効果、Ａ ５− ＨはＣｒ、
Ｂの複合添加効果を確認する試験を行った。
Ａから５− ）−１まで合計１６種の化学組成の試料を
作成した。第３表中本発明による限定組成に該当しない
成分はアンダーラインを付して区別し、供試材４１−Ａ
から３−ＢまではＮの添加効果、供試材４４−Ａから５
−ＡまではＰの添加効果、供試甘煮５−Ｂ、５−Ｃ１５
−’Ｄ、５−ＥはそれぞれＳｉ 、 Ｃｒ 、 Ｍｏ、
Ｂの添加効果を確認（２２） し、供試材ム５−ＦはＳｉ、Ｃｒの複合添加効果、Ａ５
−ＧＵＭｏ、Ｂの複合添加効果、Ａ ５− ＨはＣｒ、
Ｂの複合添加効果を確認する試験を行った。
すなわち、いずれの供試材も仕上げ圧延温度８７０〜８
００℃、巻取り温度５４０〜４９０℃の温度範囲で熱延
し、との熱延鋼帯を酸洗後７０〜８０％の圧下率する均
熱を施した後、いずれも第３表にて示す臨界冷却速度Ｃ
Ｒ（℃／５ｅｅ）以上の冷却速度にて冷却した焼鈍材に
ついてＪＩ８５号の引張試験片を作成、それぞれの引張
特性を測定した結果を第３表に同時に示した。第３表よ
り明らか々如く、供試材１−Ａと１−Ｂ、２−Ａと２−
Ｂ、３−Ａと３−Ｂはいずれも近似の組成であるに拘ら
ずいずれも１−Ａ、２−Ａ、３−ＡはＮ含有量において
本発明の限定外であるために引張強度、降伏応力および
伸びにおいてそれぞれ］−Ｂ、２−Ｂ、３−Ｉ３より劣
シ、供試材４−Ａ、４−Ｂは近似組成であるが、４−Ａ
はＰ含有量が本発明外であるために引張特性が４−Ｂよ
り劣る。
００℃、巻取り温度５４０〜４９０℃の温度範囲で熱延
し、との熱延鋼帯を酸洗後７０〜８０％の圧下率する均
熱を施した後、いずれも第３表にて示す臨界冷却速度Ｃ
Ｒ（℃／５ｅｅ）以上の冷却速度にて冷却した焼鈍材に
ついてＪＩ８５号の引張試験片を作成、それぞれの引張
特性を測定した結果を第３表に同時に示した。第３表よ
り明らか々如く、供試材１−Ａと１−Ｂ、２−Ａと２−
Ｂ、３−Ａと３−Ｂはいずれも近似の組成であるに拘ら
ずいずれも１−Ａ、２−Ａ、３−ＡはＮ含有量において
本発明の限定外であるために引張強度、降伏応力および
伸びにおいてそれぞれ］−Ｂ、２−Ｂ、３−Ｉ３より劣
シ、供試材４−Ａ、４−Ｂは近似組成であるが、４−Ａ
はＰ含有量が本発明外であるために引張特性が４−Ｂよ
り劣る。
また供試材５−Ａで示す如き本発明による基本組成を有
する供試材は引張強度および伸びの割合が良好な高張力
薄鋼板であることを示しているが、上記基本組成のほか
に８ｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂをそれぞれ単独に添加した本発
明による供試材Ａ ５− Ｈ１５−Ｃ，５−Ｄ、５−Ｅ
は、いずれも基本組成の供試材５−Ａよりも更にすぐれ
た引張強度を示し、更にＳｉ、Ｃｒを複合添加した供試
材＆ ５− Ｉｉ’ 、 Ｍｎ、Ｂを複合添加した供試
材４５−Ｇ、Ｃｒ、Ｂを複合添加した供試材ｊＩ６５−
Ｈはいずれも引張強度が改善されており、伸びは供試材
５−Ａに比し若干劣るものの、なお強度と延性の割合の
良好な高強度薄鋼板であることを示している。
する供試材は引張強度および伸びの割合が良好な高張力
薄鋼板であることを示しているが、上記基本組成のほか
に８ｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂをそれぞれ単独に添加した本発
明による供試材Ａ ５− Ｈ１５−Ｃ，５−Ｄ、５−Ｅ
は、いずれも基本組成の供試材５−Ａよりも更にすぐれ
た引張強度を示し、更にＳｉ、Ｃｒを複合添加した供試
材＆ ５− Ｉｉ’ 、 Ｍｎ、Ｂを複合添加した供試
材４５−Ｇ、Ｃｒ、Ｂを複合添加した供試材ｊＩ６５−
Ｈはいずれも引張強度が改善されており、伸びは供試材
５−Ａに比し若干劣るものの、なお強度と延性の割合の
良好な高強度薄鋼板であることを示している。
上記実施例よシ明らかな如く、本発明による限定量のＰ
、Ｎを添加することにより、またＣ、Ｍｎ。
、Ｎを添加することにより、またＣ、Ｍｎ。
Ｐ、Ａｔ、Ｎの基本組成のほかに、更に本発明による限
定範囲の８ｉ、 ＣｒｌＭｏ、Ｂのうちから選ばれた１
種または２種以上を添加することにより、わずかに伸び
値を低下するものの、引張強度の向上が著（１，＜、強
度、延性の関係の良好な薄鋼板を得ることができること
を明示している。なお、第３表に示したＮ添加鋼につい
て、焼鈍後１００℃ ３０分間の時効処理を行ったが、
顕著な時効劣化は見られず、伸びの低下は１％未満にと
どまつだ。
定範囲の８ｉ、 ＣｒｌＭｏ、Ｂのうちから選ばれた１
種または２種以上を添加することにより、わずかに伸び
値を低下するものの、引張強度の向上が著（１，＜、強
度、延性の関係の良好な薄鋼板を得ることができること
を明示している。なお、第３表に示したＮ添加鋼につい
て、焼鈍後１００℃ ３０分間の時効処理を行ったが、
顕著な時効劣化は見られず、伸びの低下は１％未満にと
どまつだ。
上記各実施例より明らかなとおり、本発明はＣ１Ｍｎ、
Ｊ”％Ａｔ、Ｈの限定量を基本組成とし、必要によりＳ
ｉ、Ｃｒ％Ｍｏ、Ｂのうちから選ばれた１種まだは２種
以上を限定範囲量添加しｆｃ＠を熱延し九後５５０℃以
下の温度で巻取り、酸洗後冷延した冷延鋼板を限定温度
範囲に再加熱して保持する焼鈍を行った後、本発明によ
り定めた鋼組成から決定される臨界冷却速度以上２００
℃／ｓｅｄ満の平均冷却速度で６（）０〜３００℃間を
冷却する焼鈍処理を施すことによ＃）、フェライトとマ
ルテンサイト相を主体とする低温変態生成物から成る混
合組織とすることができ、引張強さが５０１ｙ、ｆ／−
以上の強度と延性との割合が良好で、スポット溶接性の
すぐれた高強度薄鋼板を低線な製造コストで製造するこ
とができ、例えば自動車の強度部材等の用途に有効に使
用し得る効果を収めることができた。
Ｊ”％Ａｔ、Ｈの限定量を基本組成とし、必要によりＳ
ｉ、Ｃｒ％Ｍｏ、Ｂのうちから選ばれた１種まだは２種
以上を限定範囲量添加しｆｃ＠を熱延し九後５５０℃以
下の温度で巻取り、酸洗後冷延した冷延鋼板を限定温度
範囲に再加熱して保持する焼鈍を行った後、本発明によ
り定めた鋼組成から決定される臨界冷却速度以上２００
℃／ｓｅｄ満の平均冷却速度で６（）０〜３００℃間を
冷却する焼鈍処理を施すことによ＃）、フェライトとマ
ルテンサイト相を主体とする低温変態生成物から成る混
合組織とすることができ、引張強さが５０１ｙ、ｆ／−
以上の強度と延性との割合が良好で、スポット溶接性の
すぐれた高強度薄鋼板を低線な製造コストで製造するこ
とができ、例えば自動車の強度部材等の用途に有効に使
用し得る効果を収めることができた。
第１図、第２図は本発明を得るだめの基本実験における
それぞれ供試材Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ鋼および供試材Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈにおける、本発明による限定条件における均熱後
の６００〜３００℃間の平均冷却速度を比較例の臨界冷
却速度ＣＢ未満、および水冷による約２０００℃／ｓｅ
ｅとした場合と、本発明によるＣＲ〜２００℃／ｓｅｅ
とし九場合の各供試材の引張強度（ｋｆ、ｆ／ＷＪ）と
伸び（％）との関係を対比する相関図、第３図および第
４図はそれぞれ０．０５％Ｃ−１，５ＸＭｎ −０，０
０６％Ｎを基本組成とし、Ｐ含有量を変化させた場合お
よび０．０５％Ｃ−１，５％Ｍｎ−〇、０５ＸＰを基本
組成とし、Ｎ含有量を変化させた場合のそれぞれＰ量と
剪断引張強度および十字引張強度との関係、およびＮ量
と剪断引張強度と十字引張強度との関係を示す相関図、
第５図は冷延、焼鈍後の引張強度に及ぼす巻取り温度の
影響を示す線図、第６図は本発明によるＮ：０．０１６
％鋼と、本発明外のＮ：０．００３Ｘ鋼との引張応力（
引張強度および降伏応力）および伸びに及ぼす焼鈍温度
の影響を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 （Ｚ） 、直付 （７，） ρ薪 （Ｖ西）電製 （’−／＋ｇ）１） １１１−５〕２夕１ｘｕ＊＊！ｉ
’ｉ泊膓＜第６！！ｌ ７００ ８００ ９００ 成鈍温友（°Ｃ）
それぞれ供試材Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ鋼および供試材Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈにおける、本発明による限定条件における均熱後
の６００〜３００℃間の平均冷却速度を比較例の臨界冷
却速度ＣＢ未満、および水冷による約２０００℃／ｓｅ
ｅとした場合と、本発明によるＣＲ〜２００℃／ｓｅｅ
とし九場合の各供試材の引張強度（ｋｆ、ｆ／ＷＪ）と
伸び（％）との関係を対比する相関図、第３図および第
４図はそれぞれ０．０５％Ｃ−１，５ＸＭｎ −０，０
０６％Ｎを基本組成とし、Ｐ含有量を変化させた場合お
よび０．０５％Ｃ−１，５％Ｍｎ−〇、０５ＸＰを基本
組成とし、Ｎ含有量を変化させた場合のそれぞれＰ量と
剪断引張強度および十字引張強度との関係、およびＮ量
と剪断引張強度と十字引張強度との関係を示す相関図、
第５図は冷延、焼鈍後の引張強度に及ぼす巻取り温度の
影響を示す線図、第６図は本発明によるＮ：０．０１６
％鋼と、本発明外のＮ：０．００３Ｘ鋼との引張応力（
引張強度および降伏応力）および伸びに及ぼす焼鈍温度
の影響を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 （Ｚ） 、直付 （７，） ρ薪 （Ｖ西）電製 （’−／＋ｇ）１） １１１−５〕２夕１ｘｕ＊＊！ｉ
’ｉ泊膓＜第６！！ｌ ７００ ８００ ９００ 成鈍温友（°Ｃ）
Claims (1)
- （１） 重量比にてＣ： ０．０２〜０．１５％、Ｍｎ
：０．８〜３．５ＸＳＰ ： ０．０２〜０．１５％、
Ａｔ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２５Ｎ
を含む高強度薄鋼板の製造方法において、前記基本組成
のほか残部がＦｅおよび不可避的不純物よシ成る鋼を溶
製したる後通常の工程によシ、熱間圧延する工程と、前
記熱延銅帯を５５０℃以下の温度で巻取シ酸洗後冷間圧
延する工程と、前記冷延鋼帯をＡＣ／、変態点〜９５０
℃の温度範囲に１０秒から１０分間加熱保持する工程と
。 前記加熱工程終了後６００〜３００℃ 間の平均冷却速
度が下記（１）式でまる臨界冷却速度ＣＲ（℃／５ｅｃ
）以上２００℃／ｓｅｅ未溝の範囲となる如く冷却する
工程と、を有して成ることを特徴とする延性およびスポ
ット溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法。 ｌｏｇＣＩ’Ｌ（℃／５ｅｅ）＝−１，７３（Ｍｎ （
％）＋３．５Ｐ（％）〕＋３．９５・・・・・・・・・
・・・（１）（２）重量比にてＣ： ０．０２〜０．１
５％、Ｍｎ：０．８〜３．５％、Ｐ：０．０２〜０．１
５％、Ａｔ：０．１０％以下、Ｎ；０．００５〜０．０
２５Ｎを含む高強度薄鋼板の製造方法において、前記基
本組成の＃１かに更にＳｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：
０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１，０％のうちから
選ばれｆＣ，１種または２３以上を含み、かつＭｎ％＋
０．２６８ｉ％＋３．５Ｐ％＋１，３Ｃｒ％＋２．６７
Ｍｏ％≧０．６４％ を満足し残部はＦｅおよび不可避
的不純物より成る鋼を溶製したる後通常の工程により熱
間圧延する工程と、前記熱延銅帯を５５０℃以下の温度
で巻取り酸洗後冷間圧延する工程と、前記冷延鋼帯をＡ
ｃ １変態点〜９５０℃の温度範囲に１０秒から１０
分間加熱保持する工程と、前記加熱工程終了後６００〜
３００℃間の平均冷却速度が下記（２）式でまる臨界冷
却速度ＣＩＬ（℃／５ｅｅ）以上２００℃／ｓｅｅ未滴
の範囲となる如く冷却する工程と、を有して成ることを
特徴とする延性およびスポット溶接性の良好ガ高強度薄
鋼板の製造方法。 １ｏｇＣＲ（℃／５ｅｅ）−−１，７３（Ｍｎ （％）
＋〇、２６Ｓｌ （％）＋３５１’（％） ＋ １．３
Ｃｒ （、％） ＋ ２．６７Ｍｏ（％）］＋３．９
５・・・・・・・・・・・・（２）（３） 重量比にて
Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ ７０．８〜３．５％
、Ｐ ： ０．０２〜０．１５％、Ａｔ：０．１０％以
下、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含む高強度薄鋼板
の製造方法において、前記基本組成のほかにＢ：５〜１
１００ｐｐを含み、更に必要によりＳＩ：四〜１．５％
、Ｃｒ ： ０．１〜１．０％Ｍｏ ： ０．１〜１．
０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、か
つＭｎＸ＋０．２６ＳＩ％＋３．５Ｐ％＋１．３ Ｃｒ
Ｘ＋２．６７Ｍｏ％≧０．６４Ｎを満足し残部はＦｅ
および不可避的不純物より成る鋼を溶製したる後通常の
工程により熱間圧延する工程と、前記熱延鋼帯を５５０
℃以下の温度で巻取り酸洗後冷間圧延する工程と、前記
冷延鋼帯をＡ ｃ １変態点〜９５０℃の温度範囲に１
０秒から１０分間加熱保持する工程と、前記加熱工程終
了後６００〜３００℃間の平均冷却速度が下記（３）式
でまる臨界冷却速度ＣＲ（℃／５ｅｅ）以上２００℃／
ｓｅｅ未溝の範囲となる如く冷却する工程と、を有して
成ることを特徴とする延性およびスポット溶接性の良好
な高強度薄鋼板の製造方法。 ＩｎｇＣＲ（Ｕ／ ５ｅｅ） −−１，７３（Ｍｎ （
％）＋０．２６ＳＩ（％）＋３．５Ｐ（％）＋１．３Ｃ
ｒ（％）＋２．６７Ｍｏ（％） ） 十ａ、 ４０−・
・−・、曲、（３）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16158983A JPS6052528A (ja) | 1983-09-02 | 1983-09-02 | 延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16158983A JPS6052528A (ja) | 1983-09-02 | 1983-09-02 | 延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6052528A true JPS6052528A (ja) | 1985-03-25 |
Family
ID=15738001
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16158983A Pending JPS6052528A (ja) | 1983-09-02 | 1983-09-02 | 延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6052528A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60152654A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法 |
| JPS60152655A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kobe Steel Ltd | 強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材 |
| JPS6156264A (ja) * | 1984-08-24 | 1986-03-20 | Kobe Steel Ltd | 高強度高延性極細鋼線 |
| JPS6250436A (ja) * | 1985-08-29 | 1987-03-05 | Kobe Steel Ltd | 冷間伸線性にすぐれた低炭素鋼線材 |
| JPH05171345A (ja) * | 1991-05-30 | 1993-07-09 | Nippon Steel Corp | 成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法および成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| EP0719868A1 (en) * | 1994-12-26 | 1996-07-03 | Kawasaki Steel Corporation | Steel sheet for automobiles having excellent impact resistance and method of manufacturing the steel sheet |
| EP1193322A1 (en) * | 2000-02-29 | 2002-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| JP2005271716A (ja) * | 2004-03-24 | 2005-10-06 | Fuji Seiko Kk | タイヤ用ケーブルビードの環状芯線、そのための芯線及び環状芯線の製造方法 |
| 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 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5822332A (ja) * | 1981-08-03 | 1983-02-09 | Kawasaki Steel Corp | 延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-02 JP JP16158983A patent/JPS6052528A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5822332A (ja) * | 1981-08-03 | 1983-02-09 | Kawasaki Steel Corp | 延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法 |
Cited By (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60152654A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法 |
| JPS60152655A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kobe Steel Ltd | 強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材 |
| JPH048485B2 (ja) * | 1984-01-20 | 1992-02-17 | ||
| JPH0525941B2 (ja) * | 1984-01-20 | 1993-04-14 | Kobe Steel Ltd | |
| JPS6156264A (ja) * | 1984-08-24 | 1986-03-20 | Kobe Steel Ltd | 高強度高延性極細鋼線 |
| JPS6250436A (ja) * | 1985-08-29 | 1987-03-05 | Kobe Steel Ltd | 冷間伸線性にすぐれた低炭素鋼線材 |
| JPH05171345A (ja) * | 1991-05-30 | 1993-07-09 | Nippon Steel Corp | 成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法および成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| EP0719868A1 (en) * | 1994-12-26 | 1996-07-03 | Kawasaki Steel Corporation | Steel sheet for automobiles having excellent impact resistance and method of manufacturing the steel sheet |
| EP1571229A1 (en) * | 2000-02-29 | 2005-09-07 | JFE Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| EP1193322A4 (en) * | 2000-02-29 | 2004-06-30 | Jfe Steel Corp | HIGH-STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT RECALDERING PROPERTIES |
| US6899771B2 (en) | 2000-02-29 | 2005-05-31 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| US6902632B2 (en) | 2000-02-29 | 2005-06-07 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| EP1193322A1 (en) * | 2000-02-29 | 2002-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1571230A1 (en) * | 2000-02-29 | 2005-09-07 | JFE Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| EP1291448A4 (en) * | 2000-05-26 | 2004-06-30 | Jfe Steel Corp | COLD ROLLED STEEL SHEET AND GALVANIZED STEEL SHEET WITH GOOD RECOLD AGING PROPERTIES AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP1498506A1 (en) * | 2000-05-26 | 2005-01-19 | JFE Steel Corporation | High tensile strength cold-rolled steel sheet having a high r-value, excellent strain age hardenability and natural aging resistance and method of producing the same |
| 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 |
| JP2005271716A (ja) * | 2004-03-24 | 2005-10-06 | Fuji Seiko Kk | タイヤ用ケーブルビードの環状芯線、そのための芯線及び環状芯線の製造方法 |
| JP4539957B2 (ja) * | 2004-03-24 | 2010-09-08 | 不二精工株式会社 | タイヤ用ケーブルビードの環状芯線、そのための芯線及び環状芯線の製造方法 |
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