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

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】 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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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
。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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
。

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。

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。

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
。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

【図面の簡単な説明】

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）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
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）