JPS63179046A - 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPS63179046A JPS63179046A JP62008908A JP890887A JPS63179046A JP S63179046 A JPS63179046 A JP S63179046A JP 62008908 A JP62008908 A JP 62008908A JP 890887 A JP890887 A JP 890887A JP S63179046 A JPS63179046 A JP S63179046A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- amount
- tensile strength
- workability
- kgf
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 238000005336 cracking Methods 0.000 title claims abstract description 39
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 10
- 239000002184 metal Substances 0.000 title abstract 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 title abstract 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 56
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 56
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 36
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 29
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 19
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 13
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 25
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 15
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 13
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 10
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 6
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 235000019441 ethanol Nutrition 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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】
（産業上の利用分野）
本発明は１００〜１５０ ｋｇｆ／ｍ＋＋”の引張強さ
を有し、かつ、加工性および耐置き割れ性の優れた高強
度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
を有し、かつ、加工性および耐置き割れ性の優れた高強
度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
（従来の技術）
近年、自動車業界においては、燃費向上のための車体の
軽量化あるいは衝突時に乗員の安全性を確保する必要が
あることなどから高強度鋼板が使用されている。ことに
、衝突時の安全性からは引張強さが１００ ｋｇｆ／ｍ
”以上と従来にない非常に高い引張強さを有する鋼板が
使用されはじめている。自動車用鋼板は単に強度が高け
ればよいというものではなく、用途から加工性と溶接性
が必要であり、特に、１００ ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引
張強さを有する鋼板においては加工性のうちでも曲げ性
、絞り加工性、耐置き割れ性が要求されている。
軽量化あるいは衝突時に乗員の安全性を確保する必要が
あることなどから高強度鋼板が使用されている。ことに
、衝突時の安全性からは引張強さが１００ ｋｇｆ／ｍ
”以上と従来にない非常に高い引張強さを有する鋼板が
使用されはじめている。自動車用鋼板は単に強度が高け
ればよいというものではなく、用途から加工性と溶接性
が必要であり、特に、１００ ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引
張強さを有する鋼板においては加工性のうちでも曲げ性
、絞り加工性、耐置き割れ性が要求されている。
一般に、高強度薄鋼板の加工性は強度と伸びのバランス
で整理され、強度が高く、しかも、伸びのよい鋼板が高
強度薄鋼板として優れているとされてきた。しかし、自
動車用高強度薄鋼板の加工は曲げ加工によることが多（
、曲げ性の優れた鋼板が高強度薄鋼板として優れている
といえる。また、絞り加工を行うことも多くなり、その
重要性が増してきている。さらに、絞り加工後の耐置き
割れ性が問題視されてきている。
で整理され、強度が高く、しかも、伸びのよい鋼板が高
強度薄鋼板として優れているとされてきた。しかし、自
動車用高強度薄鋼板の加工は曲げ加工によることが多（
、曲げ性の優れた鋼板が高強度薄鋼板として優れている
といえる。また、絞り加工を行うことも多くなり、その
重要性が増してきている。さらに、絞り加工後の耐置き
割れ性が問題視されてきている。
一方、１００ ｋｇｆ／ｍｍ”以上の引張強さを有する
高強度薄鋼板に関しては、従来より特開昭５８−２２３
２７号公報記載の如く水冷による方法、あるいは箱焼鈍
のように冷却速度の遅い場合は合金添加量を増やして強
度を高める方法で製造されたものが用いられている。水
冷による方法では、冷却速度があまりに速いために冷却
過程において鋼板中に蓄積される歪量が多く、優れた絞
り加工性を得ることができず、また、冷却速度がきわめ
て遅い箱焼鈍の場合には、１００ ｋｇｆ／ｍ２以上の
引張強さを得るためには多量の合金元素を添加する必要
があり、溶接性を損なうとともに、経済的に高価なもの
になり、従来の方法では、自動車用鋼板としては、絞り
加工性、耐置き割れ性を満足する１ ００ ｋｇｆ／１
ｍ”以上の引張強さを有する高強度薄鋼板はなかった。
高強度薄鋼板に関しては、従来より特開昭５８−２２３
２７号公報記載の如く水冷による方法、あるいは箱焼鈍
のように冷却速度の遅い場合は合金添加量を増やして強
度を高める方法で製造されたものが用いられている。水
冷による方法では、冷却速度があまりに速いために冷却
過程において鋼板中に蓄積される歪量が多く、優れた絞
り加工性を得ることができず、また、冷却速度がきわめ
て遅い箱焼鈍の場合には、１００ ｋｇｆ／ｍ２以上の
引張強さを得るためには多量の合金元素を添加する必要
があり、溶接性を損なうとともに、経済的に高価なもの
になり、従来の方法では、自動車用鋼板としては、絞り
加工性、耐置き割れ性を満足する１ ００ ｋｇｆ／１
ｍ”以上の引張強さを有する高強度薄鋼板はなかった。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は上記の欠点を改善し、１００〜１５０ｋｇ ｆ
／ 關”以上の引張強さを有し、かつ、絞り加工性お
よび耐置き割れ性の優れた高強度薄鋼板及びその製造方
法を提供するものである。
／ 關”以上の引張強さを有し、かつ、絞り加工性お
よび耐置き割れ性の優れた高強度薄鋼板及びその製造方
法を提供するものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ ： ０．５〜２．６％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなり且つ残留オーステナイト量が５
％以下であることを特徴とする１００〜１５０ ｋｇｆ
／＋ｍ２の引張強さを有する加工性及び耐置き割れ性に
優れた高強度薄鋼板。
．５％、Ｍｎ ： ０．５〜２．６％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなり且つ残留オーステナイト量が５
％以下であることを特徴とする１００〜１５０ ｋｇｆ
／＋ｍ２の引張強さを有する加工性及び耐置き割れ性に
優れた高強度薄鋼板。
（２）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えて、Ｔｉ：Ｏ，
Ｏ１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなり且つ残留オーステナイト量が５％以下であること
を特徴とする１００〜ｌ ５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張
強さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れた高強度薄
鋼板。
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えて、Ｔｉ：Ｏ，
Ｏ１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなり且つ残留オーステナイト量が５％以下であること
を特徴とする１００〜ｌ ５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張
強さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れた高強度薄
鋼板。
（３）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えて、Ｔｉ：０．
０１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種
または２種およびＢ ： ０． ＯＯＯ３〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり且つ
残留オーステナイト量が５％以下であることを特徴とす
る１００〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有する
加工性及び耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板。
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えて、Ｔｉ：０．
０１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種
または２種およびＢ ： ０． ＯＯＯ３〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり且つ
残留オーステナイト量が５％以下であることを特徴とす
る１００〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有する
加工性及び耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板。
（４）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０゜５〜２．６％、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる綱を、Ａ、変態点以上の仕上温度で
熱間圧延し、冷延率３０〜７０％の冷間圧延を施し、焼
鈍工程において、７５０〜９００℃の温度範囲に１秒〜
５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００℃／ｓ
ｅｃで１００〜５００℃まで冷却し、次いで２００〜５
００℃で１〜２０分間保持した後冷却して、残留オース
テナイ）ｔを５％以下とすることを特徴とする１００〜
１５０ｋｇｆ／Ｎ”の引張強さを有する加工性及び耐置
き割れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
．５％、Ｍｎ：０゜５〜２．６％、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる綱を、Ａ、変態点以上の仕上温度で
熱間圧延し、冷延率３０〜７０％の冷間圧延を施し、焼
鈍工程において、７５０〜９００℃の温度範囲に１秒〜
５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００℃／ｓ
ｅｃで１００〜５００℃まで冷却し、次いで２００〜５
００℃で１〜２０分間保持した後冷却して、残留オース
テナイ）ｔを５％以下とすることを特徴とする１００〜
１５０ｋｇｆ／Ｎ”の引張強さを有する加工性及び耐置
き割れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（５）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えてＴｉ ： ０
．０１〜０．２５％とＮｂ：Ｏ，Ｏ１〜０．３０％の１
種または２種およびＢ ７０．０００３〜０．０１％を
含有し、、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
、Ａ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、冷延率３０
〜７０％の冷間圧延を施し、焼鈍工程において、７５０
〜９００℃の温度範囲に１秒〜５分間保持した後、平均
冷却速度１００〜５００℃／ｓｅｃで１００〜５００℃
まで冷却し、次いで２００〜５００″Ｃで１〜２０分間
保持した後冷却して、残留オーステナイｔ−ｉを５％以
下とすることを特徴とする１００〜１５０ ｋｇｆ／１
ｍ”の引張強さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れ
た高強度薄鋼板の製造方法。
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えてＴｉ ： ０
．０１〜０．２５％とＮｂ：Ｏ，Ｏ１〜０．３０％の１
種または２種およびＢ ７０．０００３〜０．０１％を
含有し、、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
、Ａ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、冷延率３０
〜７０％の冷間圧延を施し、焼鈍工程において、７５０
〜９００℃の温度範囲に１秒〜５分間保持した後、平均
冷却速度１００〜５００℃／ｓｅｃで１００〜５００℃
まで冷却し、次いで２００〜５００″Ｃで１〜２０分間
保持した後冷却して、残留オーステナイｔ−ｉを５％以
下とすることを特徴とする１００〜１５０ ｋｇｆ／１
ｍ”の引張強さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れ
た高強度薄鋼板の製造方法。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは絞り加工性および耐置き割れ性の優れた１
００〜１５０ ｋｇｆ／ｗｍ”の引張強さを有する高
強度薄鋼板について鋭意検討した結果、通常の熱間圧延
で銅帯とし、脱スケール後、通常の冷間圧延を行い、焼
鈍工程における高温域での焼鈍を行うことによって、Ｃ
の濃化を少なくして、オーステナイトとして残る量を５
％以下にすることによって、絞り加工および耐置き割れ
性に優れた高強度薄鋼板が得られることを知見した。
００〜１５０ ｋｇｆ／ｗｍ”の引張強さを有する高
強度薄鋼板について鋭意検討した結果、通常の熱間圧延
で銅帯とし、脱スケール後、通常の冷間圧延を行い、焼
鈍工程における高温域での焼鈍を行うことによって、Ｃ
の濃化を少なくして、オーステナイトとして残る量を５
％以下にすることによって、絞り加工および耐置き割れ
性に優れた高強度薄鋼板が得られることを知見した。
第１図はＣ： ０．１３％、Ｓｔ：０．５％、Ｍｎ：２
．１％、Ｔｉ：０．０４％、Ｂ：０．００１０％を含有
した鋼を溶製し、常法に従い熱間圧延で仕上温度８５０
℃、仕上から巻取までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃとし
て、巻取温度６３０℃で巻取り、板厚２鰭の熱延鋼板と
した後、常法に従い冷延率４０％の冷間圧延を施し、板
厚１．２ ｍの鋼板とした後、連続焼鈍で７５０℃９０
０℃の温度にて４０秒保持し、ついで、２００℃／ｓｅ
ｃの冷却速度で３００℃まで冷却し、３５０℃で３分間
保持後、冷却したときを基準に各種条件を変えて製造し
た鋼板の残留オーステナイト量と絞り加工性および置き
割れ性との関係について調べた図である。ここで、残留
オーステナイト量はＸ線回折によって、鋼板の板厚方向
の１／４の位置でγの（２００） 、 （２２０）、
（３１１）の３面について測定し、標準試料と比較して
求めたものである。また、絞り加工性は鋼板を６０１１
の円板に打ち抜いたままの試料を絞り比２．２５の絞り
加工を行い、割れずに加工できるか否かを判定した。さ
らに、置き割れ性は上記の絞り加工性を求めた絞り加工
後の試料をエチルアルコール中に浸漬して、７日後まで
に割れた試料１個当たりの割れの長さく鶴）を求めた。
．１％、Ｔｉ：０．０４％、Ｂ：０．００１０％を含有
した鋼を溶製し、常法に従い熱間圧延で仕上温度８５０
℃、仕上から巻取までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃとし
て、巻取温度６３０℃で巻取り、板厚２鰭の熱延鋼板と
した後、常法に従い冷延率４０％の冷間圧延を施し、板
厚１．２ ｍの鋼板とした後、連続焼鈍で７５０℃９０
０℃の温度にて４０秒保持し、ついで、２００℃／ｓｅ
ｃの冷却速度で３００℃まで冷却し、３５０℃で３分間
保持後、冷却したときを基準に各種条件を変えて製造し
た鋼板の残留オーステナイト量と絞り加工性および置き
割れ性との関係について調べた図である。ここで、残留
オーステナイト量はＸ線回折によって、鋼板の板厚方向
の１／４の位置でγの（２００） 、 （２２０）、
（３１１）の３面について測定し、標準試料と比較して
求めたものである。また、絞り加工性は鋼板を６０１１
の円板に打ち抜いたままの試料を絞り比２．２５の絞り
加工を行い、割れずに加工できるか否かを判定した。さ
らに、置き割れ性は上記の絞り加工性を求めた絞り加工
後の試料をエチルアルコール中に浸漬して、７日後まで
に割れた試料１個当たりの割れの長さく鶴）を求めた。
高強度鋼板の絞り加工性および耐置き割れ性は残留オー
ステナイト量が５％以下になると向上している。このこ
とは残留オーステナイトが加工によって、マルテンサイ
トに加工誘起変態を起こして、体積膨張、歪の増加、加
工後の水素侵入に対する劣化等の理由によると考えられ
、置き割れ性は一種の遅れ破壊と考えられる。
ステナイト量が５％以下になると向上している。このこ
とは残留オーステナイトが加工によって、マルテンサイ
トに加工誘起変態を起こして、体積膨張、歪の増加、加
工後の水素侵入に対する劣化等の理由によると考えられ
、置き割れ性は一種の遅れ破壊と考えられる。
従来、残留オーステナイトを多くすることは加工性を良
くするといわれ、引張強さ６０ ｋｇｆ／ｍｍ”程度の
鋼板で残留オーステナイト量は２〜３％程度で、引張強
さが高くなると炭素当量が増加するにしたがってその残
存量は多くなり、引張強さ１００ ｋｇｆ／ｎ＋”程度
で残留オーステナイトは１０％程度であるが、残留オー
ステナイトが多くなれば伸びが向上して加工性が向上す
るとされていて、加工方法の相違によって絞り加工性や
耐置き割れ性に優れているということはいえないことが
第１図からいえる。反対に残留オーステナイトが多くな
れば絞り加工性および耐置き割れ性は悪くなる傾向を示
し、残留オーステナイトを如何に少なくするかが高強度
鋼板の絞り加工性および耐置き割れ性を向上させる課題
である。残留オーステナイトを少なくすることは熱処理
中のα＋γ二相域でのγへのＣの濃化を抑制することが
重要であり、その方法として、成分的にはＣを少なくす
ること、Ｓｉを少なくしてα相にもＣを残しγへの濃化
を抑えること、熱処理温度としてはγ単相域、α＋γ二
相域での高温域での焼鈍でγへのＣの濃化を抑制するこ
とが重要である。さらに、冷却速度はα＋γ二相域に滞
在する時間を短くすることからも高速がよく、冷却後の
焼戻しによって、強度を調整するとともに、ベーナイト
変態により、残留オーステナイトの減少を促進すること
が有効である。
くするといわれ、引張強さ６０ ｋｇｆ／ｍｍ”程度の
鋼板で残留オーステナイト量は２〜３％程度で、引張強
さが高くなると炭素当量が増加するにしたがってその残
存量は多くなり、引張強さ１００ ｋｇｆ／ｎ＋”程度
で残留オーステナイトは１０％程度であるが、残留オー
ステナイトが多くなれば伸びが向上して加工性が向上す
るとされていて、加工方法の相違によって絞り加工性や
耐置き割れ性に優れているということはいえないことが
第１図からいえる。反対に残留オーステナイトが多くな
れば絞り加工性および耐置き割れ性は悪くなる傾向を示
し、残留オーステナイトを如何に少なくするかが高強度
鋼板の絞り加工性および耐置き割れ性を向上させる課題
である。残留オーステナイトを少なくすることは熱処理
中のα＋γ二相域でのγへのＣの濃化を抑制することが
重要であり、その方法として、成分的にはＣを少なくす
ること、Ｓｉを少なくしてα相にもＣを残しγへの濃化
を抑えること、熱処理温度としてはγ単相域、α＋γ二
相域での高温域での焼鈍でγへのＣの濃化を抑制するこ
とが重要である。さらに、冷却速度はα＋γ二相域に滞
在する時間を短くすることからも高速がよく、冷却後の
焼戻しによって、強度を調整するとともに、ベーナイト
変態により、残留オーステナイトの減少を促進すること
が有効である。
以上のとおり、残留オーステナイトを少なくすることに
よって、高強度鋼板の絞り加工性および置き割れ性は向
上し、高温焼鈍からの急冷によって、引張強さは高くな
りＣ，Ｓｔ、 Ｍｎをはじめ強化元素を少なくすること
ができ、溶接性の向上とともに経済的にも有効である。
よって、高強度鋼板の絞り加工性および置き割れ性は向
上し、高温焼鈍からの急冷によって、引張強さは高くな
りＣ，Ｓｔ、 Ｍｎをはじめ強化元素を少なくすること
ができ、溶接性の向上とともに経済的にも有効である。
本発明において、成分を上記のごとく限定する理由は以
下のとおりである。
下のとおりである。
Ｃは析出強化および変態強化を利用し強度を得るために
必要な元素であり、その含有量が０．０３％未満では析
出強化および変態強化が十分利用できず、所望の引張強
さが得られないためその下限を０．０３％とする。また
、０．２０％を超えて含有するとＣが偏析して、熱処理
中α＋γ二相域でのＴへのＣの濃化が起こり、残留オー
ステナイトが増加して絞り加工性および耐置き割れ性を
悪くし、また、溶接性が著しく低下するため、その上限
を０．２０％とする。
必要な元素であり、その含有量が０．０３％未満では析
出強化および変態強化が十分利用できず、所望の引張強
さが得られないためその下限を０．０３％とする。また
、０．２０％を超えて含有するとＣが偏析して、熱処理
中α＋γ二相域でのＴへのＣの濃化が起こり、残留オー
ステナイトが増加して絞り加工性および耐置き割れ性を
悪くし、また、溶接性が著しく低下するため、その上限
を０．２０％とする。
Ｓｉはα相中のＣの濃化が少なく必然的にγ相への濃化
が起こり、残留オーステナイトを多くすることから、少
なくすることが望ましいが、α相の純化で鋼板の厚さ方
向の組織の均一性が得られ、その下限が０．１５％で、
それ未満だと効果が薄く下限を０．１５％とする。その
上限を１．５％とするのは熱間圧延工程におけるスケー
ルの発生が著しり、鋼板の表面性状を劣化させるためそ
の上限を１．５％とする。
が起こり、残留オーステナイトを多くすることから、少
なくすることが望ましいが、α相の純化で鋼板の厚さ方
向の組織の均一性が得られ、その下限が０．１５％で、
それ未満だと効果が薄く下限を０．１５％とする。その
上限を１．５％とするのは熱間圧延工程におけるスケー
ルの発生が著しり、鋼板の表面性状を劣化させるためそ
の上限を１．５％とする。
Ｍｎは変態強化を利用し強度を得るために重要な元素で
あり、その含有量が０．５％未満では生成するマルテン
サイトの量が少なく所望の引張強さが得られないためそ
の下限を０．５％とする。また、２．６％を超えると溶
接性を著しく損なうばかりか、本発明の特徴である組織
の均一性を損ない曲げ特性が悪くなるためその上限を２
．６％とする。
あり、その含有量が０．５％未満では生成するマルテン
サイトの量が少なく所望の引張強さが得られないためそ
の下限を０．５％とする。また、２．６％を超えると溶
接性を著しく損なうばかりか、本発明の特徴である組織
の均一性を損ない曲げ特性が悪くなるためその上限を２
．６％とする。
ＴｉおよびＮｂは析出強化を利用し強度を得るために必
要な元素である。また、Ｂを有効に利用させるために不
可欠な元素であり、さらに、溶接性を向上させる元素で
ある。ＢはＮと結びつきやすい元素であり、鋼中に固溶
ＮがあるとＢＮとして析出しＢが有効に利用できない。
要な元素である。また、Ｂを有効に利用させるために不
可欠な元素であり、さらに、溶接性を向上させる元素で
ある。ＢはＮと結びつきやすい元素であり、鋼中に固溶
ＮがあるとＢＮとして析出しＢが有効に利用できない。
Ｂを有効に利用させるためにＴｉ、 Ｎｂは窒化物とし
て固定する能力を持つので強度を得るのとともに重要で
ある。Ｔｉはその含有量が０６０１％未満では、上述の
Ｎの固定、溶接性の改善が不十分であるためその下限を
０．０１％とし、また、０．２５％を超えて含有しても
その効果は飽和するためその上限を０．２５％とする。
て固定する能力を持つので強度を得るのとともに重要で
ある。Ｔｉはその含有量が０６０１％未満では、上述の
Ｎの固定、溶接性の改善が不十分であるためその下限を
０．０１％とし、また、０．２５％を超えて含有しても
その効果は飽和するためその上限を０．２５％とする。
ＮｂはＴｉと同様にその含有量が０．０１％未満では、
Ｎの固定、溶接性の改善が不十分であるためその下限を
０．０１％とし、また、０．３０％を超えて含有しても
その効果は飽和するためその上限を０．３０％とする。
Ｎの固定、溶接性の改善が不十分であるためその下限を
０．０１％とし、また、０．３０％を超えて含有しても
その効果は飽和するためその上限を０．３０％とする。
Ｂは焼鈍工程における急冷による焼き入れ強化・元素で
あり、その含有量が０．０００３％未満であるとその効
果がなくなるためその下限を０．０００３％とし、また
、０．０１％を超えて含有すると熱間圧延工程で疵が発
生しやすくなり、鋼板の表面性状を著しく損なうのでそ
の上限を０．０１％とする。
あり、その含有量が０．０００３％未満であるとその効
果がなくなるためその下限を０．０００３％とし、また
、０．０１％を超えて含有すると熱間圧延工程で疵が発
生しやすくなり、鋼板の表面性状を著しく損なうのでそ
の上限を０．０１％とする。
つづいて、本発明の製造工程の条件について述べる。
熱間圧延工程の仕上温度をＡ３変態点以上とするのはそ
れ未満とすると圧延の歪かのこり、組織を均質にできず
、層状組織になり、Ｃの濃化した部分が存在して、冷延
、焼鈍後のＣの濃化にも影響をおよぼして、残留オース
テナイトが多くなるためである。
れ未満とすると圧延の歪かのこり、組織を均質にできず
、層状組織になり、Ｃの濃化した部分が存在して、冷延
、焼鈍後のＣの濃化にも影響をおよぼして、残留オース
テナイトが多くなるためである。
熱間圧延工程の仕上から巻取までの冷却速度は組織を均
一にするためできるだけ速くして、望ましくは５０℃／
ｓｅｃ以上とした後、巻取るが、巻取温度を限定するも
のではない。しかし、巻取温度を低（することによって
組織を均質にして、以降の連続焼鈍によってＣの濃化が
起こりにくくなることで残留オーステナイトを少なくす
ることができ、このことから、巻取温度は低温はど望ま
しい。
一にするためできるだけ速くして、望ましくは５０℃／
ｓｅｃ以上とした後、巻取るが、巻取温度を限定するも
のではない。しかし、巻取温度を低（することによって
組織を均質にして、以降の連続焼鈍によってＣの濃化が
起こりにくくなることで残留オーステナイトを少なくす
ることができ、このことから、巻取温度は低温はど望ま
しい。
また、冷延前に熱処理を実施する場合、冷延前の熱処理
を６５０℃以上とするのは冷延前の鋼板を軟質にして、
冷間圧延を容易ならしめるためである。
を６５０℃以上とするのは冷延前の鋼板を軟質にして、
冷間圧延を容易ならしめるためである。
冷延率を３０〜７０％とするのは最終板厚を薄くならし
めるためであり、下限を３０％とするのは最終板厚を薄
くするとき、熱間圧延機の能力から鋼板の板厚を薄くで
きる限界を超えるためである。また、上限を７０％とす
るのはいくら高温巻−取や熱処理で鋼板を軟質にしても
、冷間圧延機の能力から鋼板の板厚を薄くできる限界を
超えるためである。
めるためであり、下限を３０％とするのは最終板厚を薄
くするとき、熱間圧延機の能力から鋼板の板厚を薄くで
きる限界を超えるためである。また、上限を７０％とす
るのはいくら高温巻−取や熱処理で鋼板を軟質にしても
、冷間圧延機の能力から鋼板の板厚を薄くできる限界を
超えるためである。
焼鈍温度の範囲を８００℃〜９００℃としたのは、８０
０℃未満の低い温度ではα＋γ二相域でＣがγ相に濃化
して残留オーステナイトが残り易くなるためであり、高
温焼鈍を行うことによってＣの濃化を抑え、残留オース
テナイトを少なくして、絞り加工性、耐置き割れ性の向
上を図ることができるためである。また、９００℃を超
える温度では連続焼鈍工程における通板が困難となるこ
とから、その上限を９００℃とする。
０℃未満の低い温度ではα＋γ二相域でＣがγ相に濃化
して残留オーステナイトが残り易くなるためであり、高
温焼鈍を行うことによってＣの濃化を抑え、残留オース
テナイトを少なくして、絞り加工性、耐置き割れ性の向
上を図ることができるためである。また、９００℃を超
える温度では連続焼鈍工程における通板が困難となるこ
とから、その上限を９００℃とする。
冷却速度は、１００℃／ｓｅｃ未満ではＢの効果を有効
に利用できないばかりか、急冷によるマルテンサイト変
態ができず、所望の引張強さを得るには合金添加量を増
加しなければならず、特に、Ｃを高くすると残留オース
テナイトが多くなり、絞り加工性および耐置き割れ性を
悪くするのでその下限を１００℃／ｓｅｃとする。また
、５００℃／ｓｅｃを超える場合には冷却中に鋼板に蓄
積される歪量が多くなり良好な絞り加工性および耐置き
割れ性を得ることが難しいためその上限を５００’Ｃ／
ｓｅｃとする。冷却後の温度を１００〜５００℃とした
後、２００〜５００℃で保定するのはマルテンサイト変
態後、焼き戻してベーナイトとして、フェライトとの硬
度差を小さくして絞り加工性および耐置き割れ性の向上
をはかるためで、冷却後の温度を１００℃未満にすると
マルテンサイトの硬度が増し絞り加工性を悪くするとと
もに、２００〜５００℃までの加熱が必要で経済的にも
不利であるためその下限を１００℃とする。また５００
℃を超えるとマルテンサイト態に不利で所望の強度を得
るのが難しいためその上限を５００℃とする。
に利用できないばかりか、急冷によるマルテンサイト変
態ができず、所望の引張強さを得るには合金添加量を増
加しなければならず、特に、Ｃを高くすると残留オース
テナイトが多くなり、絞り加工性および耐置き割れ性を
悪くするのでその下限を１００℃／ｓｅｃとする。また
、５００℃／ｓｅｃを超える場合には冷却中に鋼板に蓄
積される歪量が多くなり良好な絞り加工性および耐置き
割れ性を得ることが難しいためその上限を５００’Ｃ／
ｓｅｃとする。冷却後の温度を１００〜５００℃とした
後、２００〜５００℃で保定するのはマルテンサイト変
態後、焼き戻してベーナイトとして、フェライトとの硬
度差を小さくして絞り加工性および耐置き割れ性の向上
をはかるためで、冷却後の温度を１００℃未満にすると
マルテンサイトの硬度が増し絞り加工性を悪くするとと
もに、２００〜５００℃までの加熱が必要で経済的にも
不利であるためその下限を１００℃とする。また５００
℃を超えるとマルテンサイト態に不利で所望の強度を得
るのが難しいためその上限を５００℃とする。
さらに、 ２００〜５００℃で保定するのはマルテンサ
イト変態後、焼き戻してベーナイトとして絞り加工性お
よび耐置き割れ性を向上させるためであるが、下限を２
００℃とするのは焼き戻してベーナイトとするためであ
り、上限を５００℃とするのはそれを超えると焼き戻し
されすぎて所望の強度を得るのが難しいためである。
イト変態後、焼き戻してベーナイトとして絞り加工性お
よび耐置き割れ性を向上させるためであるが、下限を２
００℃とするのは焼き戻してベーナイトとするためであ
り、上限を５００℃とするのはそれを超えると焼き戻し
されすぎて所望の強度を得るのが難しいためである。
さらに、本発明は残留オーステナイトを少なくすること
によって、絞り加工性および耐置き割れ性、その他、曲
げ性、二次加工性、伸びフランジ性、疲労特性に優れ、
また、同じ引張強さを得るためのＣ量が少なくてよい・
ため溶接性に優れた高強度薄鋼板とすることが可能であ
る。
によって、絞り加工性および耐置き割れ性、その他、曲
げ性、二次加工性、伸びフランジ性、疲労特性に優れ、
また、同じ引張強さを得るためのＣ量が少なくてよい・
ため溶接性に優れた高強度薄鋼板とすることが可能であ
る。
以上、本発明に従って、製造した鋼板は、１００〜１５
０ ｋｇｆ／ｖａ２の引張強さを有する加工性および耐
置き割れ性に優れたもので、しかも、経済的に製造でき
る高強度薄鋼板である。
０ ｋｇｆ／ｖａ２の引張強さを有する加工性および耐
置き割れ性に優れたもので、しかも、経済的に製造でき
る高強度薄鋼板である。
（実施例）
つぎに、実施例をあげて本発明の詳細な説明する。
実施例
造塊法あるいは連続鋳造法によって製造した第１表に示
す鋼を連続熱延で第２表に示す製造条件で熱間圧延、酸
洗、冷間圧延、焼鈍を行い、また、冷間圧延前に熱処理
を行ったものを含め、焼鈍後得られた鋼板の引張強さと
絞り加工性および耐置き割れ性について調査した。
す鋼を連続熱延で第２表に示す製造条件で熱間圧延、酸
洗、冷間圧延、焼鈍を行い、また、冷間圧延前に熱処理
を行ったものを含め、焼鈍後得られた鋼板の引張強さと
絞り加工性および耐置き割れ性について調査した。
第２表かられかるとおり、本発明以外の比較例では所望
の引張強さと絞り加工性および耐置き割れ性が得られず
、それに比し本発明に従えば所望の引張強さと絞り加工
性および耐置き割れ性が得られることがわかる。
の引張強さと絞り加工性および耐置き割れ性が得られず
、それに比し本発明に従えば所望の引張強さと絞り加工
性および耐置き割れ性が得られることがわかる。
（発明の効果）
以上説明してきたように、本発明に従えば、１００〜１
５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有する絞り加工性お
よび耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板を経済的に提供
することが可能である。
５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有する絞り加工性お
よび耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板を経済的に提供
することが可能である。
第１図は高強度薄鋼板の残留オーステナイト量と絞り加
工性、置き割れ性との関係を示す図である。 第１図 夕（Ｖ−人テオイト （％）
工性、置き割れ性との関係を示す図である。 第１図 夕（Ｖ−人テオイト （％）
Claims (5)
- （１）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなり且つ残留オーステナイト量が５％以
下であることを特徴とする１００〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ
＾２の引張強さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れ
た高強度薄鋼板。 - （２）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えて、Ｔｉ：０．
０１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなり且つ残留オーステナイト量が５％以下であること
を特徴とする１００〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の引張強
さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼
板。 - （３）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えて、Ｔｉ：０．
０１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種
または２種およびＢ：０．０００３〜０．０１％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり且つ残留オ
ーステナイト量が５％以下であることを特徴とする１０
０〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の引張強さを有する加工性
及び耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板。 - （４）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を、Ａ＿３変態点以上の仕上温度
で熱間圧延し、冷延率３０〜７０％の冷間圧延を施し、
焼鈍工程において、７５０〜９００℃の温度範囲に１秒
〜５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００℃／
ｓｅｃで１００〜５００℃まで冷却し、次いで２００〜
５００℃で１〜２０分間保持した後冷却して、残留オー
ステナイト量を５％以下とすることを特徴とする１００
〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の引張強さを有する加工性及
び耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 - （５）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜１
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．６％に加えてＴｉ：０．０
１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３０％の１種ま
たは２種およびＢ：０．０００３〜０．０１％を含有し
、、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ａ＿
３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、冷延率３０〜７
０％の冷間圧延を施し、焼鈍工程において、７５０〜９
００℃の温度範囲に１秒〜５分間保持した後、平均冷却
速度１００〜５００℃／ｓｅｃで１００〜５００℃まで
冷却し、次いで２００〜５００℃で１〜２０分間保持し
た後冷却して、残留オーステナイト量を５％以下とする
ことを特徴とする１００〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の引
張強さを有する加工性及び耐置き割れ性に優れた高強度
薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62008908A JPH0774412B2 (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62008908A JPH0774412B2 (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63179046A true JPS63179046A (ja) | 1988-07-23 |
| JPH0774412B2 JPH0774412B2 (ja) | 1995-08-09 |
Family
ID=11705771
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62008908A Expired - Lifetime JPH0774412B2 (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0774412B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010215958A (ja) * | 2009-03-16 | 2010-09-30 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4530606B2 (ja) | 2002-06-10 | 2010-08-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| US20040238082A1 (en) | 2002-06-14 | 2004-12-02 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel plate and method for production thereof |
| MX2019004457A (es) | 2017-01-30 | 2019-06-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Lamina de acero. |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57136224U (ja) * | 1981-02-18 | 1982-08-25 | ||
| JPS58168220U (ja) * | 1982-05-06 | 1983-11-09 | ナカバヤシ株式会社 | 名刺入れ |
-
1987
- 1987-01-20 JP JP62008908A patent/JPH0774412B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57136224U (ja) * | 1981-02-18 | 1982-08-25 | ||
| JPS58168220U (ja) * | 1982-05-06 | 1983-11-09 | ナカバヤシ株式会社 | 名刺入れ |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010215958A (ja) * | 2009-03-16 | 2010-09-30 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0774412B2 (ja) | 1995-08-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| JP3424619B2 (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH024657B2 (ja) | ||
| JP4265152B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3468048B2 (ja) | 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06145894A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06145891A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS63179046A (ja) | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002226941A (ja) | 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3288483B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3229107B2 (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH06179922A (ja) | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 | |
| JPH0645827B2 (ja) | 加工性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2658706B2 (ja) | 耐時効性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH021894B2 (ja) | ||
| JPS638164B2 (ja) | ||
| JPH058256B2 (ja) | ||
| JPH0545655B2 (ja) | ||
| JPS6314817A (ja) | 曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPS6213533A (ja) | 曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPS60177136A (ja) | 耐２次加工割れ性の良好な超深絞り用高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JP3309396B2 (ja) | 耐２次加工脆性に優れた時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0688129A (ja) | 低残留応力の溶接まま高強度鋼管の製造方法 | |
| JP3401290B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |