JPS6237322A - 表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は２表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比型冷
延高張力鋼板の製造法に関する。

〔従来の技術〕

最近の自動車産業などにおいて、自動車の安全性向上や
軽量化を意図して、低降伏比型冷延高張力鋼板が使用さ
れつつある。この低降伏比型冷延高張力鋼板は、高強度
と共に優れた延性を備えた高張力鋼板であり、鋼の＆Ｉ
ｌ織上は、フェライトとマルテンサイトまたはベイナイ
トを主とする低温変態生成物とからなる複合＆Ｉｌ織を
有しており、このため複合組織鋼板とも呼ばれている。

このような低降伏比型冷延高張力ｗ４板は、′ｗ４仮製
造時における焼鈍後の冷却中にオーステナイトからマル
テンサイトへの変態を促進させるためにＭｎを必須元素
として含有し、その他、必要に応じて５ｉｔＣｒ、Ｍｏ
等を含有するものであり、前述のような複合組織を得る
ために、従来においては冷延後の焼鈍時に主としてフェ
ライト・オーステナイトの２相共存域或いはオーステナ
イト単相域に加熱し、その後の冷却速度を適切に制御す
るという処方が採られていた。

〔発明が解決しようとする問題点〕

既述のようにフェライト・オーステナイトの２相共存域
に加熱してから冷却速度を制御することによって複合組
織を得る従来法において、この熱処理を連続焼鈍炉で実
施する場合には、次のような問題があった。すなわち、
この従来法は、冷延後の素材をフェライトとオーステナ
イトが共存する温度に保持してＣやＭｎなどのオーステ
ナイトへの４化を積極的に行わせ、これによって安定度
の高いオーステナイトを得てからその後の冷却中におい
てオーステナイトをマルテンサイトやベイナイトに変態
させてフェライト相と変態相との複合Ｍｉ織を得るもの
であり１合金元素の添加量が比較的少なくても高強度の
材料が得られるという利点があるが、オーステナイトへ
のＣやＭｎの濃化程度が保持時間や温度によって変化す
るので、冷却を開始するさいのオーステナイトの安定度
が一定となり難り、シたがって９通常の空冷タイプの連
続焼鈍装置において取り得る均熱時間（例えば２０〜８
０秒）の範囲でも、その均熱時間が変化すると冷却後の
強度特性が変化するという問題があった。すなわち、２
相共存域に加熱し冷却する処方では、連続焼鈍炉による
ライン速度や均熱温度が変化すると製品の機械的性質が
変動し、目標とする機械的性質を安定して精度良く工業
的規模で生産することが難しいという問題があった。

この問題を解決するためにＡＣ３点以上の温度域に加熱
し、加熱保持中にオーステナイト単相とする方法もある
が、この場合には、前述の２相共存領域の加熱の場合と
比べると、オーステナイト量が多いので、同じ鋼組成で
あっても、冷却開始時のオーステナイト中のＣやＭｎｎ
変度当然のことながら低くなる。したがって、素材のＭ
ｎなどの。

添加量を多くしないと、オーステナイトの安定度が悪く
なって冷却中にオーステナイトがベイナイトを主体とす
る変態生成物となり易く、延性が劣下することになる。

しかし、Ｍｎ量を増加すると降伏点は低くなり全伸びで
表される延性は向上するものの１局部延性が低（なり、
とくに２曲げ加工性が悪くなるという問題が生ずる。

さらに、Ｓｉは延性を損なわずに強度を高める安価な元
素なのでこの目的の添加元素として良く用いられるが、
このＳｔと低降伏比型冷延高張力鋼板に必須のＭｎとが
共存する鋼では、その表面肌が悪くなるという問題があ
る。このため、とくにブライト鋼板のように１表面の光
輝度が要求される用途には適用できないという問題があ
る。

このようなことから、低降伏比型冷延高張力鋼板に不可
欠なＭｎと、延性を劣下させずに強度を上げ得る安価な
Ｓｉを同時に含有した低降伏比型冷延高張力鋼板の製造
にあたって１曲げ加工性が良く且つ表面性状が良好な高
張力鋼板を安定した強度レベルのもとて工業的規模で製
造することは従来においては出来なかった。

本発明の目的は、このような問題点を解決することにあ
り、引張り強さが６０〜９０　ｋｇｆ／ｍｍ”の範囲そ
して降伏比（＝０．２％耐力／引張り強さ）が０．６５
以下の低降伏比型冷延高張力鋼板であって且つその表面
性状と曲げ加工性が共に優れた低降伏比型冷延高張力鋼
板の工業的製造法を堤供することにある。

〔問題点を解決する手段〕

本発明の低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法は。

重量％で、ｃ：ｏ、ｏｓ〜０．１２％Ｓ　ｉ　：　０．
３〜０．８％。

Ｍｎ　：　１．８〜２．８％、　ｓｏｌ、＾ｆ　：　Ｏ
；０１〜０．０８％を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼のスラブを通常の方法により熱間圧延
し、そのさいのコイルへの巻取にさいして５３５℃以下
の温度で巻取り１次いで６０％以上の圧下率で冷間圧延
し、そして、連続焼鈍炉において、　　Ａｃ、点＋３０
℃〜Ａｃｓ点＋９０℃の温度範囲のＴ単相域に２０〜５
０秒保持し、この温度域から４００℃までを６〜ｂ秒の
平均冷却速度で冷却するヒートパターンのもとて連続焼
鈍処理を施すことに特徴を有しておりこの方法によって
既述の問題点が効果的に解決され、引張り強さが６０〜
９０　ｋｇｆ／ｗｍ”の範囲、降伏比（＝０．２％耐力
／引張り強さ）が０．６５以下で且つ表面性状と曲げ加
工性に優れた低降伏比型冷延高張力鋼板が存利に製造で
きる。

以下に本発明の内容を詳述する。

本発明者らは、前述の問題点の解決を目的として、比較
的多量のＭｎを含存し且つＳｉを含む鋼をＡｃ３点以上
のオーステナイト単相域に加熱し。

その冷却過程でフェライトとマルテンサイトなどの低温
変態相を生、成させることによって複合＆Ｉｌ織を得る
処方によって低降伏比型冷延高張力鋼板を製造すること
を主眼に、広範な研究を重ねたが。

その中で次の二つの重要な知見を得た。

その一つは、Ｃｆを０．０６〜０．１２％、Ｓｉｌを０
．３〜０．８％、Ｍｎ量を１．８〜２．８％の範囲で含
存させた鋼組成において、熱延巻取温度を低くすると冷
延・焼鈍（γ単相領域加熱）後の曲げ加工性が向上する
こと、より具体的には、熱延巻取温度を低くすると曲げ
加工性が向上するが巻取温度が５３５℃でその効果が飽
和すること、つまり９巻取温度を５３５℃以下とすれば
曲げ加工性の向上が図れることである。

その二は、前記その−の鋼組成並びに熱延巻取温度条件
のもとで、場合によっては熱延巻取温度の上限を５６０
℃まで広げて、熱延・酸洗後の冷間圧延での圧下率を６
０％以上とすると、焼鈍（γ単相領域加熱）・調質圧延
後の表面肌が良好となることである。

これらの内容は後記の実施例において実証するが、まず
１本発明で採用する各要件（鋼成分並びに製造条件）に
ついて個別に説明を行う。

Ｃ含有量：Ｃは強度を得るのに必要な成分であり、　０
．０６％未満では本発明に従う製造条件下では６０　ｋ
ｇｆ／ｍ＋＊”以上の強度を得ることが困難となる。

一方、０゜１２％を越えると強度が高くなりすぎるとと
もに延性が劣下し、またスポット溶接性も劣下する。こ
のような理由からＣ含有量は０．０６〜０．１２％の範
囲とする。

Ｍｎ含有量二Ｍｎは複合組織を得るために不可欠な成分
であり、Ｍｎが１．８％未満では１本発明の他の要件で
ある焼鈍時の冷却速度例えば６℃／秒において焼鈍まま
で降伏点伸びを示すと共に。

降伏比が０．７０を超えるようになり、低降伏比型の鋼
板が得られない、他方＋　Ｍｎが増加すると複合組織は
得られ易くなるが、あまり多量すぎると製鋼作業が困難
となり、また強度が高くなりすぎると共に曲げ加工性の
劣下とスポット溶接性の劣下をもたらすので、Ｍｎ量の
上限は２．８％とする。

Ｓｔ含有量：Ｓｉは加熱時においてフェライト中の固溶
Ｃをオーステナイト中へ排出させる作用を供する０本発
明は、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域に加熱し、
その後の冷却過程でオーステナイトの一部をフェライト
に変態させ、さらに冷却の進行によってオーステナイト
をマルテンサイトに変態させて複合組織を得るという原
理で低降伏比型冷延高張力鋼板を得るものであるから、
フェライト中の固？’Ｊ　Ｃをオーステナイト中に排出
させる作用をもつＳｉは９本発明法において、（１）冷
却過程で２相分離したオーステナイトの安定度を増して
、このオーステナイトから生成するマルテンサイトの強
度を高める。（２）フェライトを清浄にする。という極
めて重要な効果を奏する。このようなＳｉの効果はその
含有量が０．３％未満では顕著には現れない、一方、Ｓ
ｔ含有量が０．８％を越えると、冷延鋼板の化成処理性
が劣下し、塗装後の耐食性が悪くなるという別の問題を
惹起するようになる。このため９本発明においてはＳｉ
含有量範囲は０．３〜０．８％とする。

ｓｏｌ、Ａ　１含有量：Ａｌ２は鋼の脱酸に必要な元素
であり、　ｓｏｌ、Ａ　ｊ！として０．０１％以上が鋼
中に含まれる程度のＡＩ添加が必要となる。しかしあま
りＡ１添加量が多くなりすぎても脱酸効果は飽和しかえ
って介在物に起因する表面性状の劣下を招くことになる
ので、　ｓｏｌ、＾ｌとして０．０８％以下とする必要
がある。

次に本発明法の製造条件について説明する。

熱延巻取温度： 熱延巻取温度は本発明において重要な要件である。前述
の本発明に従う組成の鋼を用いて通常のスラブ加熱、粗
圧延、仕上圧延を行った後、その熱延巻取温度を種々変
化させてコイルに巻取り。

酸洗によって脱スケールし、冷延および焼鈍を行って得
た複合組織冷延鋼板の曲げ加工性を調査したところ１巻
取塩度が低いほど曲げ加工性が良くなることがわかった
。そして、その曲げ加工性に及ぼす効果は５３５℃で飽
和し、これを越える温度で巻取った場合には曲げ加工性
が良くならないことがわかった。これらの実験を通じて
１巻取塩度はこのように曲げ加工性とは相関を有するが
、鋼板の引張強さや全伸びにはあまり影響しないことが
判明した。巻取温度が低いと曲げ加工性が良好となる理
由は現時点では必ずしも明確ではないが。

巻取温度が低いと熱延鋼板のバンド組織の生成が軽減さ
れることが関与しているものと推察される。

すなわち２冷延後において１通常はバンド組織を消去す
る効果があるとされるオーステナイト羊相域への加熱を
行う焼鈍を受けた後でも、熱延巻取温度が高いとこの効
果が十分に発揮されず、従って、熱延巻取温度が曲げ加
工性に影響を与えるものと推察される。

また、熱延巻取温度と焼鈍後調質圧延した冷延鋼板の表
面性状との関係を調べたところ、　５６０’Ｃ以下の巻
取温度の場合には、冷延ｗ４板の表面肌が良好となるこ
とが判明した。そして、冷延焼鈍後にブライドロールで
調質圧延した場合の冷延鋼板の表面肌を判定すると、低
温巻取の効果が一層顕著に発揮されることが認められた
。この理由についても必ずしも明確ではないが、おそら
く次のように考えることができるであろう。

ＳｉとＭｎを含有する綱では１巻取られた熱延コイルの
表面に不可避的に存在したスケールによって鋼表面の粒
界が選択的に酸化される現象がある。この表面粒界酸化
の現象は、＠取温度が高くなれば、スケールが厚く生成
しまた巻取後の冷却中で高温に保持される時間が長くな
ることなどから、特に顕著に認められるようになる。事
実１本発明に従う鋼成分範囲においてＭｎ量が比較的多
い鋼について観察すると１表面の粒界酸化が認められた
。したがって、熱延巻取時の表面粒界酸化が表面肌に影
響を与えるものと考えられる。

ところが５本発明者らの実験によれば、熱延鋼板表層部
に生成した粒界酸化の層が、平均深さで３．０μ以下で
あれば、冷延時の圧下率を６０％以上とすることにより
、冷延鋼板の表面肌の劣下を防ぐことができることが判
明した。そして１巻取塩度が５６０℃以下であれば、熱
延鋼板表面の粒界酸化の深さを３．０μ以下とすること
ができることが判明した。

このように、熱延巻取温度は本発明の目的である曲げ加
工性並びに表面性状の向上の点から極めて重要な要件と
なるが１曲げ加工性の観点からは巻取温度を５３５℃以
下とし１表面性状の観点がらは巻取温度を５６０℃以下
とすることが必要となるり、この両者を満足する範囲と
して本発明では熱延巻取温度を５３５℃以下とする。こ
の巻取温度の下限については曲げ加工性および表面性状
の両者の点でも特に限定されないが、あまり低くすると
熱延綱板の強度が高くなって熱延巻取作業やその後の冷
間圧延が困難となることや、熱間圧延での仕上がり後の
冷却に多大の能力を必要とすることなどから２巻取塩度
の下限は４５０　’Ｃ程度が望ましい。

冷延圧下率： 冷延時の圧下率は、前述のように熱延板表層の粒界酸化
が原因と推定される冷延ｗ４板の表面肌の劣下を防止す
るために、少なくとも６０％が必要である。冷延圧下率
が６０％以上であれば、連続焼鈍炉における短時間焼鈍
において再結晶するするに十分な歪みが蓄積される。ま
たこの圧下率であれば、熱延鋼板中の炭化物を破砕・分
散させるために必要な条件を満足する。この理由により
１本発明法では、冷延圧下率を６０％以上とすることが
必要である。冷延圧下率の上限については特に限定され
ないが、冷延作業性などを考慮すると８０％程度が望ま
しい。

連続焼鈍時の加熱温度： 本発明のようにオーステナイト単相域加熱によって低降
伏比型冷延高張力鋼板を製造する方法で。

は、フェライト・オーステナイト２層共存領域加熱によ
る方法に比べて１合金添加量は比較的多く必要とするも
のの、空冷タイプの連続焼鈍装置で６〜ｂ 熱時間が変化しても機械的性質の変動が少ない。

これは、既に述べたように、オーステナイト単相域加熱
であるから冷却を開始する時のオーステナイト中のＣ，
Ｍｎ、Ｓｉといった合金元素の濃度が焼鈍時間や温度に
よって変化しないからである。

したがって９本発明に従うオーステナイト単相域加熱に
よる低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法においては、連
続焼鈍の操業条件が変動して加熱時間が多少変化しても
、得られる冷延鋼板の機械的性質の変化が少ないという
利点があり１品質を安定させることができる０本発明法
ではこの加熱温度をＡｃ、点＋３０℃〜ＡＣ３点＋９０
℃の範囲とするが。

Ａｃ３点＋３０℃以上とするのは、フェライトからオー
ステナイトへの変態を短時間で十分に進行させるためと
、　Ａｃ、点＋３０℃未満の加熱では延性が十分に得ら
れず、これによって強度・延性バランス（強度×延性の
値）が低（なるためである、また加熱温度の上限をＡｃ
、点＋９０℃とするのは、この温度を越えると長時間加
熱を受けた場合にオーステナイト粒が粗大化し、そのた
めに、冷却中でのフェライト変態の遅延とフェライト粒
の粗大化を招き２機械的性質とくに延性の低下を招くか
らである。

連続焼鈍の加熱時間： ＡＣ１点＋３０℃〜Ａｃ３点＋９０℃の温度範囲での加
熱時間は、フェライトがオーステナイトに変態し且つ冷
延によって破砕された炭化物を充分に再固溶させるため
に少なくとも１０秒は必要である。しかし、１０秒以上
であっても、特に大きな炭化物があったりすると未溶解
のまま残存することもありこのために焼鈍後の強度が安
定しないことも生ずるので、２０秒以上とするのが望ま
しい。しかし。

加熱時間が５０秒を越えるようになるとオーステナイト
粒が若干粗大となる傾向が見られること２および加熱の
ためのエネルギー消費が増えるなどの好ましくない影響
が現れるので５０秒以下とするのがよい。

連続焼鈍の冷却速度ニ オーステナイト単相域加熱によって低降伏比型冷延高張
力鋼板を製造する場合には、この焼鈍温度からの冷却速
度は重要な意味をもつ。これは。

オーステナイトとフェライトとの分離、フェライトを分
離したオーステナイトからの一部ペイナイトを含むこと
があるマルテンサイトへの変態、という複合組織の形成
過程がすべてこの冷却中に行われるからである０本発明
に従う鋼は比較的高合金組成であるから、遅い冷却速度
でも低降伏比の鋼が得られる。しかし７本発明で規定す
る組成範囲であってもＳｉやＭｎが下限に近い組成の鋼
の場合には、前記の加熱温度から４００℃までの平均冷
却速度が６℃／秒未満では、フェライト・パーライトを
主体とする金属組織となり、高強度・高延性で且つ低降
伏比が得られなくなる。なお、ここで、“４００℃まで
の平均冷却速度”と規定するのは、４００℃より低い温
度領域では冷却速度を変化させても、得られる鋼板の機
械的性質がそれほど変化しないこと、および営業生産ラ
インでは４００℃以下では過時効帯に入るので冷却速度
として規定することが困難であることなどの理由による
。

本発明の場合には、　４００℃から過冷却されることな
しに、そのまま４００℃×１８０秒の過時効処理を受け
ても低降伏比型冷延高張力鋼板としての特徴が失われな
いことを確認している。

他方、この４００℃までの平均冷却速度が２０℃／秒を
越えると、フェライトとオーステナイトに２相分離する
時間が充分に採れず、フェライトＩが少ないまま冷却さ
れてしまう、すなわち、少量のフェライトと、Ｃ，Ｍｎ
ＪＰＳｉの濃化度の小さい（安定度の低い）多量のオー
ステナイトのまま冷却されてしまうことになる。この結
果、ベイナイトを主体とする変態生成物を多く含む組織
となって３強度は得られるものの、延性が悪くなる。ま
た、　２０℃／秒を越える冷却速度では５冷却速度の変
動による強度変化が大きく現れるという問題も生ずる。

このようなことから２本発明法においては、加熱温度か
ら４００℃までの平均冷却速度を６・〜２０℃／秒とす
る必要がある。

以下に実施例を挙げて本発明の内容をより具体的に説明
する。

〔実施例〕

例１ 本例は鋼成分の影響を示すものである。

第１表に示す化学成分の鋼を２０ｋｇ真空溶解炉で溶製
し、鍛造後２．５ｎ＋ｍ厚さに熱延した。熱延は仕上温
度８６０〜８８０℃で行った。熱延後は急冷されたため
に多くの鋼は熱延ままで複合＆ｌ１ｒａとなった。

このため、生産ラインでの熱延巻取を想定して次のよう
な熱処理を施した。すなわち、９００℃×１５分の焼串
を行い、その後６００℃まで空冷し、６００　℃から常
温までは２０℃／時で炉冷した。

その後、酸洗を行ったうえ０．８１まで冷延し。

この冷延板を、熱サイクルシュミレータを用いて連続焼
鈍相当熱処理に供した。焼鈍条件は、第１図に示すヒー
トサイクルにおいて、加熱温度Ｔ＝８６０℃、加熱時間
ｔ＝５０秒である。

得られた焼鈍材から１１！圧延なしでＪＩＳ　５号試験
片を作成して引張試験を行った。その結果を第２表に示
した。

第２表におけるＴＳ　Ｘ　［！　１は強度×延性値であ
る。

−最に強度と延性は相反する特性であり９強度レベルが
異なれば延性の良否の判定が難しい。このため１本例に
おいては、　０．８　ａｒｍという板厚を考慮して、Ｔ
ＳＸＥＡが１７５０　ｋｇｆ／ｍｍ”−％以上であれば
高強度且つ高延性であると判断され得る。

また５降伏比については、この種の低降伏比型冷延高張
力鋼板では焼鈍後のｉｌｉ質圧延によって降伏強度が大
きくなりやすいことがら、調質圧延を行っていない本例
では、降伏比が０．５５以下であれは低降伏比であると
判断され得る。

第２表の結果から明らかなように２本発明で規制するＣ
、Ｓｔ、Ｍｎおよびｓｏｌ、Ａ　１を含む鋼はいずれも
、引張り強さ；　６０〜９０　ｋｇｆ／ｍａｒ”、　降
伏比≦０．５５およびＴＳ　Ｘ　Ｅ　Ｉ！、≧１７５０
　ｋｇｆ／ｍｍ”−％を満足するが、Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎの
いずれか一種または二種以上が本発明で規定する範囲を
外れる鋼では、この特性値のうちの一つまたは二つ以上
を満足し得ない。

例２ 本例は連続焼鈍時の加熱温度の影響を示すものである。

例１において良好な結果が得られた本発明例の鋼種Ｈ，
Ｉ、Ｎおよび０の鋼を１例１と同じ条件で０．８−厚さ
の冷延鋼板とした。そして、第１図に示したヒートサイ
クルに従って、加熱温度を変化させた。加熱時間は５０
秒、４００℃までの冷却速度は７℃／秒の一定とした。

得られた焼鈍板の機械的性質を例１と同様にして求めた
。その結果を第３表に示す。

第３表の結果から明らかなように１本発明で規定の加熱
温度ＡＣ３点＋３０℃〜ＡＣ３点＋９０の範囲のものは
、この範囲を外れるものよりも、ＴＳＸＥｊ！のイ直が
大きくなることがわかる。

例３ 本例は、熱延巻取温度の影響を示すもので、営業生産規
模で行った実施例である。

第４表に示す化学成分値の鋼を８０ｔｏｎ転炉および真
空脱ガス処理装置を用いて溶製し、連続鋳造によって１
９０　Ｘ　９４０　Ｘ　９０００ｍｍのスラブを７本得
た。

このうちの５本のスラブを使用し、第５表に示した条件
のもとて熱間圧延、デスケール、ゼンジミアミルによる
冷延、および連続焼鈍装置による連続焼鈍を実施して冷
延高張力鋼板を製造した。

得られた鋼板の機械的性質１表面肌判定結果。

並びに、熱延機と冷延まま材についてそれらの断面を４
００倍の光学顕微鏡で観察し表面からの粒界酸化の深さ
を測定した結果を、第６表に総括して示した。

なお、最小曲げ半径比は頂角４５°のポンチによる突き
曲げを行い５曲げ外側表面にクランクの発生しない最小
のポンチ先端半径を板厚で除した値である。試験片の板
取りは曲げ線が圧延平行方向となるようにした。この最
小曲げ半径比；　ｒ　／　ｔ≦０．５をもって１曲げ加
工性が良好であると判断され得る。

表面肌の判定は、ダル肌の場合には目視で、そしてブラ
イト肌の場合は日本電色（株）製の光沢度計ＶＧ−２Ｐ
−０３を用いて、それぞれ行う、た、ブライド肌では光
沢度２５０以上をもって良好と判断され得る。

第６表の結果から明らかなように、熱延巻取温度が本発
明で規定する範囲のｌｌ＆１１〜２の鋼は、良好な曲げ
加工性と良好な表面性状を兼備した降伏比が０．６５以
下の低降伏比型冷延高張力鋼板であることがわかる。

〔作用効果〕

本発明によると、ＭｎとＳｔという比較的安価な合金元
素を用いて曲げ加工性が良く且つ表面性状が良好な低降
伏比型冷延高張力鋼板が得られ。

既述の目的が効果的に達成できる。

本発明によって得られた低降伏比型冷延高張力鋼板は表
面性状と曲げ加工性が優れるので、そのまま電気亜鉛め
っき鋼板、亜鉛系合金電気めっき鋼板、真空蒸着亜鉛め
っき鋼板の原板として使用することができる。また、ラ
イン内焼鈍型のめっき設備においては冷延材をこの連続
焼鈍炉に本発明で規定する焼鈍条件で通板することによ
り曲げ加工性のよい低降伏比型冷延高張力めっき鋼板を
製造することもできる。

【図面の簡単な説明】

第１図は連続焼鈍をシミュレートするためのヒートサイ
クルの例を示したものである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．３〜
   ０．８％、Ｍｎ：１．８〜２．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０
   ．０１〜０．０８％を含有し、残部が鉄および不可避的
   不純物からなる鋼のスラブを通常の方法により熱間圧延
   し、そのさいのコイルへの巻取にさいして５３５℃以下
   の温度で巻取り、次いで６０％以上の圧下率で冷間圧延
   し、そして、連続焼鈍炉において、Ａｃ＿３点＋３０℃
   〜Ａｃ３点＋９０℃の温度範囲のγ単相域に２０〜５０
   秒間保持し、この温度域から４００℃までを６〜２０℃
   ／秒の平均冷却速度で冷却するヒートパターンのもとで
   連続焼鈍処理を施すことからなる、引張り強さが６０〜
   ９０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の範囲そして降伏比（＝０．２％
   耐力／引張り強さ）が０．６５以下である表面性状と曲
   げ加工性に優れた低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法。