JPH03277743A - 超高張力冷延鋼板およびその製造法 - Google Patents
超高張力冷延鋼板およびその製造法Info
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- JPH03277743A JPH03277743A JP7561090A JP7561090A JPH03277743A JP H03277743 A JPH03277743 A JP H03277743A JP 7561090 A JP7561090 A JP 7561090A JP 7561090 A JP7561090 A JP 7561090A JP H03277743 A JPH03277743 A JP H03277743A
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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】
（産業上の利用分野）
この発明は、自動車の車体、特にドアーガードバ−等に
代表される部材のように、スプリングバック特性が重視
される成形加工に供される使途で適合する引張強さ（単
にＴ、Ｓ、という）が１２０ ｋｇｆ／ＩＷ１２以上の
超高張力冷延綱板とその製造法に関するものである。
代表される部材のように、スプリングバック特性が重視
される成形加工に供される使途で適合する引張強さ（単
にＴ、Ｓ、という）が１２０ ｋｇｆ／ＩＷ１２以上の
超高張力冷延綱板とその製造法に関するものである。
自動車の車体構成部材、さらには車体の外装板等に用い
る冷延鋼板は、従来から車体重量の軽減のために高張力
鋼板が広く採用されてきた。このような自動車用の高張
力鋼板としては、プレス加工で代表される成形加工性が
良いことが必要であると同時に、自動車の安全性確保の
ために要求される十分な強度を有することも必要である
。そこで、最近では、成形時には比較的軟質であって、
成形後の塗装焼付は工程での時効硬化によって強度が上
昇する特性を有する銅板、すなわち、焼付は硬化性（単
にＢ、Ｈ，性という）の大きい鋼板が使用されるように
なっている。
る冷延鋼板は、従来から車体重量の軽減のために高張力
鋼板が広く採用されてきた。このような自動車用の高張
力鋼板としては、プレス加工で代表される成形加工性が
良いことが必要であると同時に、自動車の安全性確保の
ために要求される十分な強度を有することも必要である
。そこで、最近では、成形時には比較的軟質であって、
成形後の塗装焼付は工程での時効硬化によって強度が上
昇する特性を有する銅板、すなわち、焼付は硬化性（単
にＢ、Ｈ，性という）の大きい鋼板が使用されるように
なっている。
加えて、近年来、自動車排ガス（Ｃｏ□）総量規制が厳
しくなる傾向が著しく強まりつつある状況の下で、今後
−層の燃料費軽減を目的とした車体の軽量化促進が予想
され、これに対応するためには、より一層の高強度化、
すなわちＴ、Ｓ、が１２０ ｋｇｆ／ｍｍ２以上もの超
高張力冷延鋼板を開発することが急務である。
しくなる傾向が著しく強まりつつある状況の下で、今後
−層の燃料費軽減を目的とした車体の軽量化促進が予想
され、これに対応するためには、より一層の高強度化、
すなわちＴ、Ｓ、が１２０ ｋｇｆ／ｍｍ２以上もの超
高張力冷延鋼板を開発することが急務である。
（従来の技術）
これまでに、成形加工性のよい高強度冷延鋼板として、
フェライトとマルテンサイト、あるいはへイナイトとマ
ルテンサイトの２相からなる複合組織鋼板が開発されて
いるが、これらは多様化した現在の要求特性のすべてに
対応できるものでない。さらに、残留オーステナイトを
含有するフェライトとマルテンサイトなどからなる複合
組織鋼板が、特開昭５５−１４５１２１号公報、特開昭
６０−４３４３０号公報、特開昭６０−４３４６４号公
報に開示されている。しかし、これらは、Ｃ量が０．３
ｗｔ％以上く、このためスポット溶接性が劣化すると
いう問題がある。
フェライトとマルテンサイト、あるいはへイナイトとマ
ルテンサイトの２相からなる複合組織鋼板が開発されて
いるが、これらは多様化した現在の要求特性のすべてに
対応できるものでない。さらに、残留オーステナイトを
含有するフェライトとマルテンサイトなどからなる複合
組織鋼板が、特開昭５５−１４５１２１号公報、特開昭
６０−４３４３０号公報、特開昭６０−４３４６４号公
報に開示されている。しかし、これらは、Ｃ量が０．３
ｗｔ％以上く、このためスポット溶接性が劣化すると
いう問題がある。
Ｃ含有量が０．３ ｗ以上であって、Ｔ、Ｓ、が１２０
ｋｇ ｆ ／ ！ ”程度以上の超高強力冷延鋼板に関
して、たとえば、特公平１−３５０５１号公報、特公平
１３５０５２号公報、特開平１’−１８４２２６号公報
、特開平１−２５９１２０号公報、特開平１−２５９１
２１号公報、特開平１−２７２７２０号公報などに開示
されたところによると、それらの実施例を通じて、Ｔ、
Ｓ、 １２０ｋｇｆ／１１１１１”から１４０ ｋｇｆ
／ｌｔｍ”の範囲での伸び（単にＥｆ。
ｋｇ ｆ ／ ！ ”程度以上の超高強力冷延鋼板に関
して、たとえば、特公平１−３５０５１号公報、特公平
１３５０５２号公報、特開平１’−１８４２２６号公報
、特開平１−２５９１２０号公報、特開平１−２５９１
２１号公報、特開平１−２７２７２０号公報などに開示
されたところによると、それらの実施例を通じて、Ｔ、
Ｓ、 １２０ｋｇｆ／１１１１１”から１４０ ｋｇｆ
／ｌｔｍ”の範囲での伸び（単にＥｆ。
という）は最も良いもので１５％から１６％であり、Ｔ
、Ｓ、が１４０ ｋｇｆ／１ＩＩＩ１２を超えるとＥｌ
、は１３％程度にとどまり、結局Ｔ、Ｓ、 １２０ ｋ
ｇｆ／閣２以上２以上性が問題となる。
、Ｓ、が１４０ ｋｇｆ／１ＩＩＩ１２を超えるとＥｌ
、は１３％程度にとどまり、結局Ｔ、Ｓ、 １２０ ｋ
ｇｆ／閣２以上２以上性が問題となる。
（発明が解決しようとする課題）
この発明は、スポット溶接性を損なうことなく、１２０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上と従来よりも一層高いＴ、Ｓ、を
有し、しかもドアガードバ−等に代表される、特にスプ
リングバック特性が重要視される成形加工に用いて好適
であり、さらに加工後のすぐれたＢ、Ｈ。
ｋｇｆ／ｍｍ２以上と従来よりも一層高いＴ、Ｓ、を
有し、しかもドアガードバ−等に代表される、特にスプ
リングバック特性が重要視される成形加工に用いて好適
であり、さらに加工後のすぐれたＢ、Ｈ。
性をも兼ねそなえた、低降伏比超高張力冷延鋼板を提供
するものであり、さらに上記鋼板を容易に製造できる製
造法を捉案するものである。
するものであり、さらに上記鋼板を容易に製造できる製
造法を捉案するものである。
（課題を解決するための手段）
この発明の要旨は以下の通りである。
１、 Ｃ： ０．０８ｕｔ％以上、０．２０ｉｅ以上
、Ｓｉ ： ０．１ ｗｔ％以上、１．５ ｗ以上、Ｍ
ｎ ： １．５ ｗｔ％以上、３．１．５ｗｔ％以下、
Ｃｒ ： ０．１５ｗｔ％以上、０．５ ｗ以上、及び
＾１ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、を含
み、かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｔ＋以上、Ｖ
： ０．０１５ ｗｔ％以上、０．１５０ ｗ以上、
Ｔｉ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、のう
ちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び
不可避不純物の鋼組成になり、残留オーステナイトを含
むマルテンサイトとフェライトとの複合組織を有し、Ｔ
、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、Ｅｆ、１４％以上
で伸び・強度バランスにすぐれ、Ｙ、Ｒ，６０％以下、
Ｂ 、 Ｈ、１７）ｃｇ ｆ ／ Ｅｌｌ ２以上で加
工性、Ｂ、Ｈ，性に富み、しかもすぐれた溶接性をそな
えることを特徴とする超高張力冷延綱板。
、Ｓｉ ： ０．１ ｗｔ％以上、１．５ ｗ以上、Ｍ
ｎ ： １．５ ｗｔ％以上、３．１．５ｗｔ％以下、
Ｃｒ ： ０．１５ｗｔ％以上、０．５ ｗ以上、及び
＾１ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、を含
み、かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｔ＋以上、Ｖ
： ０．０１５ ｗｔ％以上、０．１５０ ｗ以上、
Ｔｉ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、のう
ちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び
不可避不純物の鋼組成になり、残留オーステナイトを含
むマルテンサイトとフェライトとの複合組織を有し、Ｔ
、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、Ｅｆ、１４％以上
で伸び・強度バランスにすぐれ、Ｙ、Ｒ，６０％以下、
Ｂ 、 Ｈ、１７）ｃｇ ｆ ／ Ｅｌｌ ２以上で加
工性、Ｂ、Ｈ，性に富み、しかもすぐれた溶接性をそな
えることを特徴とする超高張力冷延綱板。
２、 Ｃ： ０．０８ｗｔ％以上、０．２０ｗ以上、
Ｓｉ ： ０．１ ｗｔ％以上、１．５ ｗｔ％以下、
Ｍｎ ： １．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗ以上、Ｃｒ
： ０．１５ｗｔ％以上、０．５ ｗ以上、ＡＩ ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、及びＰ ：
０．０５ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、を含み、かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗ以上、Ｖ
： ０．０１５ ｔｍｔ％以上、０．１５０ ｗ以上、
Ｔｉ ： ０．０１ｗｔ％以上、Ｏ，ｌ０ｗ以上、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、のう
ちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び
不可避不純物の鋼組成になり、残留オーステナイトを含
むマルテンサイトとフェライトとの複合組織を有し、Ｔ
、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、ｌ！、１４％以上
で伸び・強度バランスにすぐれ、Ｙ、Ｒ，６０％以下、
Ｂ、Ｈ１１７ｋｇ ｆ ／ ｍｍ ２以上で加工性、ａ
、）１．性に富み、しかもすぐれた溶接性をそなえるこ
とを特徴とする超高張力冷延綱板。
Ｓｉ ： ０．１ ｗｔ％以上、１．５ ｗｔ％以下、
Ｍｎ ： １．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗ以上、Ｃｒ
： ０．１５ｗｔ％以上、０．５ ｗ以上、ＡＩ ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、及びＰ ：
０．０５ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、を含み、かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗ以上、Ｖ
： ０．０１５ ｔｍｔ％以上、０．１５０ ｗ以上、
Ｔｉ ： ０．０１ｗｔ％以上、Ｏ，ｌ０ｗ以上、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、のう
ちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び
不可避不純物の鋼組成になり、残留オーステナイトを含
むマルテンサイトとフェライトとの複合組織を有し、Ｔ
、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、ｌ！、１４％以上
で伸び・強度バランスにすぐれ、Ｙ、Ｒ，６０％以下、
Ｂ、Ｈ１１７ｋｇ ｆ ／ ｍｍ ２以上で加工性、ａ
、）１．性に富み、しかもすぐれた溶接性をそなえるこ
とを特徴とする超高張力冷延綱板。
３、 Ｃ： Ｏ，Ｏｈｔ％以上、０．２０ｗ以上、Ｓ
ｉ ： ０．１圓ｔ％以上、１．５ ｗ以上、Ｍｎ ：
１．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗ以上、Ｃｒ ： ０
．１５ｗｔ％以上、０．５訂％以下、及び八］ ： ０
．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、を含み、かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０智以上、Ｖ
： ０．０１５ ｗｔ％以上、０．１５０譬以上、Ｔｊ
： ０．０１智ｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｉ％以下、の
うちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及
び不可避不純物の組成に調製した崎を熱間圧延し、さら
に冷間圧延を施して最終板厚とした鋼帯を連続焼鈍する
際、（ＡＣ３点−５０℃）以上、（Ａｃ３点＋５０℃）
以下の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、その後の冷却を
Ａｃ＋点温層温度は徐冷し、Ａｃ、点温度以下では急冷
することを特徴とする超高張力冷延鋼板の製造法。
ｉ ： ０．１圓ｔ％以上、１．５ ｗ以上、Ｍｎ ：
１．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗ以上、Ｃｒ ： ０
．１５ｗｔ％以上、０．５訂％以下、及び八］ ： ０
．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、を含み、かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０智以上、Ｖ
： ０．０１５ ｗｔ％以上、０．１５０譬以上、Ｔｊ
： ０．０１智ｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｉ％以下、の
うちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及
び不可避不純物の組成に調製した崎を熱間圧延し、さら
に冷間圧延を施して最終板厚とした鋼帯を連続焼鈍する
際、（ＡＣ３点−５０℃）以上、（Ａｃ３点＋５０℃）
以下の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、その後の冷却を
Ａｃ＋点温層温度は徐冷し、Ａｃ、点温度以下では急冷
することを特徴とする超高張力冷延鋼板の製造法。
４、 Ｃ： ０．０８ｗｔ％以上、０．２０讐以上、
Ｓｉ ： ０．１ ｗｔ％以上、１．５ ｗ以上、Ｍｎ
： １．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗｔ％以下、Ｃｒ
： ０．１５ｔｍｔ％以上、０．５ ｗ以上、Ａｌ
： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、及びＰ ：
０．０５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、を含み、
かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗ以上、Ｖ
： ０．０１５ ｗｔ％以上、０．１５０ ｗ以上、Ｔ
ｉ ： ０．０１ｉｎｔ％以上、０．１０ｗ以上、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄
及び不可避不純物の組成に調製した鋼を熱間圧延し、さ
らに冷間圧延を施して最終板厚とした鋼帯を連続焼鈍す
る際、（Ａｃ、点−５０℃）以上、（Ａｃ、点＋５０℃
）以下の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、その後の冷却
をＡｃ＋点温度までは徐冷し、Ａｃ、点温度以下では急
冷することを特徴とする超高張力冷延鋼板の製造法。
Ｓｉ ： ０．１ ｗｔ％以上、１．５ ｗ以上、Ｍｎ
： １．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗｔ％以下、Ｃｒ
： ０．１５ｔｍｔ％以上、０．５ ｗ以上、Ａｌ
： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗ以上、及びＰ ：
０．０５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、を含み、
かつ、 Ｍｏ ： ０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗ以上、Ｖ
： ０．０１５ ｗｔ％以上、０．１５０ ｗ以上、Ｔ
ｉ ： ０．０１ｉｎｔ％以上、０．１０ｗ以上、及び
Ｎｂ ： ０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄
及び不可避不純物の組成に調製した鋼を熱間圧延し、さ
らに冷間圧延を施して最終板厚とした鋼帯を連続焼鈍す
る際、（Ａｃ、点−５０℃）以上、（Ａｃ、点＋５０℃
）以下の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、その後の冷却
をＡｃ＋点温度までは徐冷し、Ａｃ、点温度以下では急
冷することを特徴とする超高張力冷延鋼板の製造法。
ここに、鋼の組織において、残留オーステナイトは５％
から１５％、マルテンサイトは７０％から８５％、フェ
ライトは１０％から２０％の範囲にあることが望ましい
。
から１５％、マルテンサイトは７０％から８５％、フェ
ライトは１０％から２０％の範囲にあることが望ましい
。
また焼鈍後Ａｃ、点温度までの徐冷は５℃／ｓ以下の冷
却速度、またＡｃ、点温度以下の急冷は１５℃／ｓ以上
の冷却速度とすることを意味している。
却速度、またＡｃ、点温度以下の急冷は１５℃／ｓ以上
の冷却速度とすることを意味している。
（作 用）
この発明は、幾多の実験、検討を重ねた結果によるもの
で、すなわち、 オーステナイト域でも安定して存在しうる炭化物を形成
するＭｏ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｎｂを適正量含有させるこ
とにより、適正焼鈍温度範囲が広範囲に選べて製造を容
易にすること、 焼鈍後Ａｃ、点温度以上の温度での冷却速度を制御し、
かつ、Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｃｒ、さらにはＰを適正量含有
さすことによって、その後の冷却速度を遅くしても、微
細な純度の高いフェライトとマルテンサイトの複合組織
が容易に得られることを可能とすること、 さらムこ、Ｍｎ、 Ｃｒを適正量含有さすことと、Ａｃ
点温度以上の温度での冷却速度を制御することにより、
従来云われているよりも少ないＣ量で残留オーステナイ
トが生成すること、 などを見出したものである。
で、すなわち、 オーステナイト域でも安定して存在しうる炭化物を形成
するＭｏ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｎｂを適正量含有させるこ
とにより、適正焼鈍温度範囲が広範囲に選べて製造を容
易にすること、 焼鈍後Ａｃ、点温度以上の温度での冷却速度を制御し、
かつ、Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｃｒ、さらにはＰを適正量含有
さすことによって、その後の冷却速度を遅くしても、微
細な純度の高いフェライトとマルテンサイトの複合組織
が容易に得られることを可能とすること、 さらムこ、Ｍｎ、 Ｃｒを適正量含有さすことと、Ａｃ
点温度以上の温度での冷却速度を制御することにより、
従来云われているよりも少ないＣ量で残留オーステナイ
トが生成すること、 などを見出したものである。
つぎに、この発明の鋼組成における化学成分範囲、及び
連続焼鈍条件の限定理由について順に述べる。
連続焼鈍条件の限定理由について順に述べる。
Ｃ： ０．０８ｗｔ％未満では残留オーステナイトを生
成させることが困難なため０．０８ｗｔ％を下限とする
。
成させることが困難なため０．０８ｗｔ％を下限とする
。
一方、０．２０ｗｔ％を超えるとこの発明が主として対
象としている自動車用鋼板で行なわれるスポット溶接が
困難となり、スポット溶接強度が低下するという問題が
ある。したがって、０．２０−Ｌ％を上限とする。
象としている自動車用鋼板で行なわれるスポット溶接が
困難となり、スポット溶接強度が低下するという問題が
ある。したがって、０．２０−Ｌ％を上限とする。
Ｓｌ、フェライト、マルテンサイト複合組織を得るのに
必須のフェライト形成元素であり、０．１ ｗｔ％以上
含有することによりその効果が現われる。
必須のフェライト形成元素であり、０．１ ｗｔ％以上
含有することによりその効果が現われる。
したがって０．１ ｗｔ％を上限とする。
しかし、１．５ ｗｔ％を超えて含有した場合、熱延時
の脱スケール性が著しく劣化する。したがって１．５
ｗｔ％を上限とする。
の脱スケール性が著しく劣化する。したがって１．５
ｗｔ％を上限とする。
Ｍｎ、Ｃｒ：共にフェライトとオーステナイトの２相共
存域で、オーステナイト相へ濃化しゃすい同効成分であ
り、オーステナイト相への濃化により焼鈍後Ａｃ、点以
下の比較的遅い冷却でも、容易に残留オーステナイトを
含む、微細なフェライトとマルテンサイトの複合組織を
得ることができる。その効果は、Ｍｎの場合は１．５
ｗｔ％以上、Ｃｒの場合は０．１５ｗｔ％以上でそれぞ
れ現われる。
存域で、オーステナイト相へ濃化しゃすい同効成分であ
り、オーステナイト相への濃化により焼鈍後Ａｃ、点以
下の比較的遅い冷却でも、容易に残留オーステナイトを
含む、微細なフェライトとマルテンサイトの複合組織を
得ることができる。その効果は、Ｍｎの場合は１．５
ｗｔ％以上、Ｃｒの場合は０．１５ｗｔ％以上でそれぞ
れ現われる。
しかし、Ｍｎの場合３．５ ｗｔ％、Ｃｒの場合０．５
ｗｔ％を超えて多量に含有すると強度と延性のバラン
スが劣化する。したがってこれらの含有量は、Ｍｎの場
合１．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗ以上、Ｃｒの場合０
．１５ｗｔ％以上、０．５ ｗ以上とする。
ｗｔ％を超えて多量に含有すると強度と延性のバラン
スが劣化する。したがってこれらの含有量は、Ｍｎの場
合１．５ ｗｔ％以上、３．５ ｗ以上、Ｃｒの場合０
．１５ｗｔ％以上、０．５ ｗ以上とする。
Ｍｏ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｎｂ：それぞれの炭化物である
ＭＯ２Ｃ１Ｖ、Ｃ，、ＴｉＣ、ＮｂＣを形成することに
より、Ａｃ。
ＭＯ２Ｃ１Ｖ、Ｃ，、ＴｉＣ、ＮｂＣを形成することに
より、Ａｃ。
点温度近傍に加熱する焼鈍で、焼鈍温度の変化に対する
冷却後の組織変化を少なくする作用に基づく組織の安定
化と焼鈍温度管理の緩和とに役立つ同効成分である。こ
のような効果は、ＭＯの場合０．０２ｗｔ％以上で顕著
となり、０．２０ｗｔ％で飽和するので、下限を０．０
２ｗｔ％、上限を０ 、２０ｗ ｔ％とする。同様に■
の場合は下限を０．０１５ ｗｔ％、上限を０．１５０
ｗｔ％、Ｔｉ及びＮｂの場合はそれぞれ下限を０．０
ｆｔ％、上限を０．１０ｗｔ％とする。
冷却後の組織変化を少なくする作用に基づく組織の安定
化と焼鈍温度管理の緩和とに役立つ同効成分である。こ
のような効果は、ＭＯの場合０．０２ｗｔ％以上で顕著
となり、０．２０ｗｔ％で飽和するので、下限を０．０
２ｗｔ％、上限を０ 、２０ｗ ｔ％とする。同様に■
の場合は下限を０．０１５ ｗｔ％、上限を０．１５０
ｗｔ％、Ｔｉ及びＮｂの場合はそれぞれ下限を０．０
ｆｔ％、上限を０．１０ｗｔ％とする。
また、これらのＭｏ、■、Ｔｉ、 Ｎｂはそれぞれ上記
成分範囲で複合添加することもよい。
成分範囲で複合添加することもよい。
Ｐ：Ｓｉと同様にフェライト形成元素であり、その効果
は０．０５ｗｔ％以上で現われ、０．１ ｗｔ％を超え
ると鋼板の表面品質が著しく劣化する。
は０．０５ｗｔ％以上で現われ、０．１ ｗｔ％を超え
ると鋼板の表面品質が著しく劣化する。
したがって０．０５ｗｔ％以上、０．１ ｉｕ以上とす
る。
る。
へｌ；脱酸剤として有効な元素であり、０．０１ｗｔ％
未満では脱酸効果が期待できず、また、０．１０ｗｔ％
を超えて含有しても脱酸の効果が飽和し、それ以上の効
果は期待できない。したがって、０．０１ｗｔ％以上、
０．ｌｏｗｔ％以下とする。
未満では脱酸効果が期待できず、また、０．１０ｗｔ％
を超えて含有しても脱酸の効果が飽和し、それ以上の効
果は期待できない。したがって、０．０１ｗｔ％以上、
０．ｌｏｗｔ％以下とする。
つづいて、連続焼鈍条件について限定理由を述べる。
まず、焼鈍温度を、（へ０３点−５０℃）以上、（ＡＣ
３点＋５０℃）以下と広い温度範囲で焼鈍しても、冷却
後に得られる組織に大きな変化は認められない。
３点＋５０℃）以下と広い温度範囲で焼鈍しても、冷却
後に得られる組織に大きな変化は認められない。
この理由はＭＯ２Ｃ，Ｖ４Ｃ３、ＴｉＣ、ＮｂＣなどの
炭化物の存在によると考えられる。すなわち、オーステ
ナイト域でも安定して存在し得るＭＯ□Ｃ１Ｖ４Ｃ３、
ＴｉＣＮｂＣによるオーステナイト粒成長の抑制効果と
、冷却時に上記炭化物がオーステナイ１〜からフェライ
トへの変態の核サイトとなるためである。しかし、焼鈍
温度が（ＡＣ３点＋５０℃）を超えると、上記炭化物自
体が粗大化し、オーステナイト組織が粗大となり、冷却
後に得られる組織も粗大となって、機械的特性が劣化す
る。また、（ＡＣ３点−５０℃）以下では、必要とする
オーステナイト化が不十分で、目的とする特性が得られ
なくなる。したがって焼戻温度は、（Ａｃ３点−５０℃
）以上、（ＡＣ３点＋５０℃）以下の範囲とする。さら
に好ましくは（ＡＣ３点−１５”Ｃ）以上、ＣＡｃ５点
＋１５℃）以下の範囲がよい。
炭化物の存在によると考えられる。すなわち、オーステ
ナイト域でも安定して存在し得るＭＯ□Ｃ１Ｖ４Ｃ３、
ＴｉＣＮｂＣによるオーステナイト粒成長の抑制効果と
、冷却時に上記炭化物がオーステナイ１〜からフェライ
トへの変態の核サイトとなるためである。しかし、焼鈍
温度が（ＡＣ３点＋５０℃）を超えると、上記炭化物自
体が粗大化し、オーステナイト組織が粗大となり、冷却
後に得られる組織も粗大となって、機械的特性が劣化す
る。また、（ＡＣ３点−５０℃）以下では、必要とする
オーステナイト化が不十分で、目的とする特性が得られ
なくなる。したがって焼戻温度は、（Ａｃ３点−５０℃
）以上、（ＡＣ３点＋５０℃）以下の範囲とする。さら
に好ましくは（ＡＣ３点−１５”Ｃ）以上、ＣＡｃ５点
＋１５℃）以下の範囲がよい。
焼鈍後は、冷却後の組織をマルテンサイトとフェライト
の複合組織とするために、Ａｃ＋点温度以上を徐冷する
必要がある。
の複合組織とするために、Ａｃ＋点温度以上を徐冷する
必要がある。
第１図に、焼鈍後のＡｃ＋点温度以上での冷却速度と引
張特性との関係を示す。第１図における実験は、Ｃ：
０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．２ ｗｔ％、Ｍｎ：３
ｗｔ％、Ｃｒ ： ０．３ ｗｔ％、Ｔｉ 二〇、０６
ｗｔ％、Ａｌ ： ０．０５ｗｔ％を含有し、残部が鉄
及び不可避不純物の組成になる鋼を、常法に従い、熱間
圧延−酸洗−冷間圧延を行ない板厚１．４ ｔｍｒｒと
した後、８４０℃で焼鈍し、この温度からＡｃ＋点温度
までの冷却速度を種々変化させ、引き続いて４８０℃ま
で１５℃／ｓの冷却速度で急冷し、その後を２℃／ｓの
冷却速度で徐冷した鋼板について、引張強さ、伸び、降
伏比を調査したものである。
張特性との関係を示す。第１図における実験は、Ｃ：
０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．２ ｗｔ％、Ｍｎ：３
ｗｔ％、Ｃｒ ： ０．３ ｗｔ％、Ｔｉ 二〇、０６
ｗｔ％、Ａｌ ： ０．０５ｗｔ％を含有し、残部が鉄
及び不可避不純物の組成になる鋼を、常法に従い、熱間
圧延−酸洗−冷間圧延を行ない板厚１．４ ｔｍｒｒと
した後、８４０℃で焼鈍し、この温度からＡｃ＋点温度
までの冷却速度を種々変化させ、引き続いて４８０℃ま
で１５℃／ｓの冷却速度で急冷し、その後を２℃／ｓの
冷却速度で徐冷した鋼板について、引張強さ、伸び、降
伏比を調査したものである。
第１図から明らかなように焼鈍後Ａｃ＋点温度までの冷
却速度が５℃／ｓを超えて早くなると伸びが低く、降伏
比が高くなることがわかる。
却速度が５℃／ｓを超えて早くなると伸びが低く、降伏
比が高くなることがわかる。
これは、Ａｃ、点温度までの冷却速度が小さい方が、そ
の後の冷却によって生成する組織が、より純粋なフェラ
イトと、Ｃが十分に濃化したオーステナイトから生成し
たマルテンサイトの複合組織からなって、降伏比の低い
銅板が得られることを示している。したがってＡｃ、点
温度以上での冷却速度を極力小さくし、かつ、Ａｃ、点
温度以下の冷却速度を極力大きくすれば、残留オーステ
ナイト量が増大し、伸びが飛躍的に向上する。逆にＡｃ
点温度以上の冷却速度が大きくなると、固溶Ｃが多量に
残存したフェライトと、Ｃの濃化が不十分なオーステナ
イトから生成したベイナイト複合組織もしくはヘイナイ
ト単相に近い組織となり、低陣伏比は得られなくなる。
の後の冷却によって生成する組織が、より純粋なフェラ
イトと、Ｃが十分に濃化したオーステナイトから生成し
たマルテンサイトの複合組織からなって、降伏比の低い
銅板が得られることを示している。したがってＡｃ、点
温度以上での冷却速度を極力小さくし、かつ、Ａｃ、点
温度以下の冷却速度を極力大きくすれば、残留オーステ
ナイト量が増大し、伸びが飛躍的に向上する。逆にＡｃ
点温度以上の冷却速度が大きくなると、固溶Ｃが多量に
残存したフェライトと、Ｃの濃化が不十分なオーステナ
イトから生成したベイナイト複合組織もしくはヘイナイ
ト単相に近い組織となり、低陣伏比は得られなくなる。
したがって焼鈍後のＡｃ＋点温度までの冷却速度は５℃
／ｓ以下とすることがよい。
／ｓ以下とすることがよい。
つぎに、Ａｃ、点温度まで冷却した後の冷却は、１５℃
／ｓ未満ではへイナイト変態が生してしまうため、１５
”Ｃ／ｓ以上とするとよい。そしてこの１５“Ｃ／ｓ以
上の急冷停止温度は、５００ ℃より高いとヘイナイト
変態が抑制できなくなってヘイナイト組織が生成し、降
伏比が高くなるため、５００℃以下とすることがよく、
また、設備上、急冷停止後徐冷せざるを得ない場合でも
、急冷停止温度が５００″Ｃ以下であれば徐冷による悪
影響は認められない。したがって、急冷停止後の冷却に
ついては特に限定する必要はない。
／ｓ未満ではへイナイト変態が生してしまうため、１５
”Ｃ／ｓ以上とするとよい。そしてこの１５“Ｃ／ｓ以
上の急冷停止温度は、５００ ℃より高いとヘイナイト
変態が抑制できなくなってヘイナイト組織が生成し、降
伏比が高くなるため、５００℃以下とすることがよく、
また、設備上、急冷停止後徐冷せざるを得ない場合でも
、急冷停止温度が５００″Ｃ以下であれば徐冷による悪
影響は認められない。したがって、急冷停止後の冷却に
ついては特に限定する必要はない。
（実施例）
転炉で溶製したこの発明の適合崎９種類、比較鋼６種類
を、常法にしたがって、仕上圧延温度８００℃から９０
０℃の温度範囲内で熱間圧延し、ついで、５００ ℃か
ら７００″Ｃの温度範囲内で巻き取った後、酸洗し、さ
らに冷間圧延を施して板厚１ｍｍの冷延鋼板とした。第
１表にこれらの釦の成分組成を示す。
を、常法にしたがって、仕上圧延温度８００℃から９０
０℃の温度範囲内で熱間圧延し、ついで、５００ ℃か
ら７００″Ｃの温度範囲内で巻き取った後、酸洗し、さ
らに冷間圧延を施して板厚１ｍｍの冷延鋼板とした。第
１表にこれらの釦の成分組成を示す。
つぎに、この発明方法の適合例、比較例を含め種々の条
件で連続焼鈍をした。この焼鈍・冷却後のｍ板の組織、
引張特性、Ｂ、）！、、スポット溶接継手強度などを調
査した。表２に焼鈍・冷却条件及び調査結果を示す。
件で連続焼鈍をした。この焼鈍・冷却後のｍ板の組織、
引張特性、Ｂ、）！、、スポット溶接継手強度などを調
査した。表２に焼鈍・冷却条件及び調査結果を示す。
表２において、Ａｃ、点温度以上での一次冷却速度は焼
鈍温度からＡｃ＋点温度までの平均冷却速度を示し、二
次冷却速度はＡｃ＋点温度から二次冷却停止温度までの
平均冷却速度、三次冷却速度は一次冷却停止温度から室
温までの平均冷却速度を示す。
鈍温度からＡｃ＋点温度までの平均冷却速度を示し、二
次冷却速度はＡｃ＋点温度から二次冷却停止温度までの
平均冷却速度、三次冷却速度は一次冷却停止温度から室
温までの平均冷却速度を示す。
第２表から明らかなように、この発明の適合例は、いず
れもＴ、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度で、
しかもし２．が良好な、６０％以下の低降伏比タイプの
超高張力鋼板が得られている。特に試料Ｎｏ、 ８の条
件の場合乙こは残留オーステナイト量が１５％存在して
いたため、より一層強度と伸びバランスが優れたものと
なっている。またＢ、Ｈ，は１８ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ
２以上と高く、スボント溶接における強度不足も生じ
ていない。
れもＴ、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度で、
しかもし２．が良好な、６０％以下の低降伏比タイプの
超高張力鋼板が得られている。特に試料Ｎｏ、 ８の条
件の場合乙こは残留オーステナイト量が１５％存在して
いたため、より一層強度と伸びバランスが優れたものと
なっている。またＢ、Ｈ，は１８ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ
２以上と高く、スボント溶接における強度不足も生じ
ていない。
（発明の効果）
第１、第２各発明によれば、Ｔ、Ｓ、 １２０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上の高強度で、しかもＣ量を多くせずに上記強
度が得られることにより溶接性にもすくれ、しかも高延
性・低降伏比に加えてＢ、Ｈ，性にすくれる特色の下で
自動車のドアーガードバ−等に代表されるようなスプリ
ングバンク特性を重視すべき強度部材に適合し、超高張
力冷延綱板の用途を拡大し、また第３、第４各発明は上
記の冷延鋼板を容易に製造できるようにしたものである
。
ｍｍ２以上の高強度で、しかもＣ量を多くせずに上記強
度が得られることにより溶接性にもすくれ、しかも高延
性・低降伏比に加えてＢ、Ｈ，性にすくれる特色の下で
自動車のドアーガードバ−等に代表されるようなスプリ
ングバンク特性を重視すべき強度部材に適合し、超高張
力冷延綱板の用途を拡大し、また第３、第４各発明は上
記の冷延鋼板を容易に製造できるようにしたものである
。
第１図は連続焼鈍において、焼鈍温度からＡｃ。
点温度までの冷却速度と引張特性値との関係を示すグラ
フである。
フである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０８ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓ
ｉ：０．１ｗｔ％以上、１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．
５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．１５ｗｔ
％以上、０．５ｗｔ％以下、及びＡｌ：０．０１ｗｔ％
以上、０．１０ｗｔ％以下、を含み、かつ、 Ｍｏ：０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｖ：
０．０１５ｗｔ％以上、０．１５０ｗｔ％以下、Ｔｉ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、及びＮｂ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、のうちから
選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び不可避
不純物の鋼組成になり、残留オーステナイトを含むマル
テンサイトとフェライトとの複合組織を有し、Ｔ．Ｓ．
１２０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、Ｅｌ．１４％以上で伸び
・強度バランスにすぐれ、Ｙ．Ｒ．６０％以下、Ｂ．Ｈ
．１７ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上で加工性、Ｂ．Ｈ．性に富
み、しかもすぐれた溶接性をそなえることを特徴とする
超高張力冷延鋼板。 ２、Ｃ：０．０８ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓ
ｉ：０．１ｗｔ％以上、１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．
５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．１５ｗｔ
％以上、０．５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以上
、０．１０ｗｔ％以下、及びＰ：０．０５ｗｔ％以上、
０．１０ｗｔ％以下、を含み、かつ、 Ｍｏ：０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｖ：
０．０１５ｗｔ％以上、０．１５０ｗｔ％以下、Ｔｉ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、及びＮｂ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、のうちから
選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び不可避
不純物の鋼組成になり、残留オーステナイトを含むマル
テンサイトとフェライトとの複合組織を有し、Ｔ．Ｓ．
１２０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、Ｅｌ．１４％以上で伸び
・強度バランスにすぐれ、Ｙ．Ｒ．６０％以下、Ｂ．Ｈ
．１７ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上で加工性、Ｂ．Ｈ．性に富
み、しかもすぐれた溶接性をそなえることを特徴とする
超高張力冷延鋼板。 ３、Ｃ：０．０８ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓ
ｉ：０．１ｗｔ％以上、１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．
５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．１５ｗｔ
％以上、０．５ｗｔ％以下、及びＡｌ：０．０１ｗｔ％
以上、０．１０ｗｔ％以下、を含み、かつ、 Ｍｏ：０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｖ：
０．０１５ｗｔ％以上、０．１５０ｗｔ％以下、Ｔｉ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、及びＮｂ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、のうちから
選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び不可避
不純物の組成に調製した鋼を熱間圧延し、さらに冷間圧
延を施して最終板厚とした鋼帯を連続焼鈍する際、（Ａ
ｃ＿３点−５０℃）以上、（Ａｃ＿３点＋５０℃）以下
の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、その後の冷却をＡｃ
＿１点温度までは徐冷し、Ａｃ＿１点温度以下では急冷
することを特徴とする超高張力冷延鋼板の製造法。 ４、Ｃ：０．０８ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓ
ｉ：０．１ｗｔ％以上、１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．
５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．１５ｗｔ
％以上、０．５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以上
、０．１０ｗｔ％以下、及びＰ：０．０５ｗｔ％以上、
０．１０ｗｔ％以下、を含み、かつ、 Ｍｏ：０．０２ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｖ：
０．０１５ｗｔ％以上、０．１５０ｗｔ％以下、Ｔｉ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、及びＮｂ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、のうちから
選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄及び不可避
不純物の組成に調製した鋼を熱間圧延し、さらに冷間圧
延を施して最終板厚とした鋼帯を連続焼鈍する際、（Ａ
ｃ＿３点−５０℃）以上、（Ａｃ＿３点＋５０℃）以下
の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、その後の冷却をＡｃ
＿１点温度までは徐冷し、Ａｃ＿１点温度以下では急冷
することを特徴とする超高張力冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7561090A JPH03277743A (ja) | 1990-03-27 | 1990-03-27 | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7561090A JPH03277743A (ja) | 1990-03-27 | 1990-03-27 | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03277743A true JPH03277743A (ja) | 1991-12-09 |
Family
ID=13581152
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7561090A Pending JPH03277743A (ja) | 1990-03-27 | 1990-03-27 | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03277743A (ja) |
Cited By (21)
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-
1990
- 1990-03-27 JP JP7561090A patent/JPH03277743A/ja active Pending
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