JPH0524979B2 - - Google Patents
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- JPH0524979B2 JPH0524979B2 JP21281385A JP21281385A JPH0524979B2 JP H0524979 B2 JPH0524979 B2 JP H0524979B2 JP 21281385 A JP21281385 A JP 21281385A JP 21281385 A JP21281385 A JP 21281385A JP H0524979 B2 JPH0524979 B2 JP H0524979B2
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
産業上の利用分野
この発明は自動車の車体など、成形加工の用途
に供される高張力冷延薄鋼板およびその製造方法
に関し、特に成形加工後の塗装工程において焼付
け処理を受けた際に降伏点が大きく増加するとい
う、所謂焼付け硬化性が著しく大きい高張力薄鋼
板およびその製造方法に関するものである。 従来の技術 自動車の車体外装板等には従来から車体軽量化
のために高張力薄鋼板が広く使用されている。こ
のような自動車用の高張力薄鋼板としては、プレ
ス加工で代表される成形加工が施されることか
ら、比較的軟質で成形加工性が良いことが必要で
あると同時に、自動車車体外装板等に要求される
充分な強度を有することが必要であり、そこで最
近では成形時には比較的軟質であつて成形後の塗
装焼付け工程で時効硬化により強度が上昇する特
性を有する鋼板、すなわち焼付け硬化性が大きい
鋼板が使用されるようになつている。 焼付け硬化性の指標となる焼付け硬化量は、一
般に次のようにして測定される。すなわち、先ず
プレス成形に相当する２％程度の予ひずみを与え
ておき、その後焼付け処理に相当する170℃×20
分間の熱処理を行なう。そして２％予ひずみ時の
変形応力と熱処理後の降伏応力との差を算出し、
その値を焼付け硬化量とする。 ところで従来の焼付け硬化性を有する鋼板とし
ては種々のものがあるが最近では特に高い焼付け
硬化性を有する高強度高延性鋼板として、例えば
特公昭55−48575号公報に記載されているように
窒素（Ｎ）量を高めた高Ｎ鋼の焼入れ焼もどし鋼
が知られており、また例えば「日本金属学会報」
19（1980）P439あるいは「日本金属学会報」19
（1980）P10、「鉄と鋼」Vol68（1982）No.９、
P1348に記載されているような２相組織鋼板
（Dual Phase鋼板）などが知られている。 発明が解決すべき問題点 従来の一般的な焼付け硬化性を有する鋼板で
は、焼付け硬化量は５Kgｆ／mm2程度に過ぎない。
特に高い焼付け硬化性を有する前述の特公昭55−
48575号公報記載の鋼板でも12Kgｆ／mm2以下であ
り、またその公報記載の高Ｎ鋼ではＮ量の調整が
容易ではなく、材質のばらつきが大きいという問
題があり、さらに引張り強さ（TS）が60Kgｆ／
mm2以下に過ぎなかつた。一方従来の２相組織鋼板
でも焼付け硬化量は10Kgｆ／mm2以下であつた。ま
た従来の鋼板においては、焼付け硬化性をさらに
高めようとすれば、室温時効による材質劣化の問
題も避け得なかつた。 この発明は以上の事情を背景としてなされたも
ので、従来よりも一層高い焼付け硬化性、具体的
には15Kgｆ／mm2以上の高い焼付け硬化量を示し、
しかも室温での時効劣化がほとんどなく、かつ良
加工性を有する高張力冷延薄鋼板を提供すること
を目的とするものである。 問題点を解決するための手段 上述の目的を達成するべく本発明者等が種々実
験・検討を重ねた結果、主として冷間圧延後の焼
鈍サイクルを制御することにより、鋼板組織を従
来の冷延薄鋼板では用いられていなかつたベイナ
イト主体の組織とすることによつて、従来の薄鋼
板では達成し得なかつた焼付け硬化量15Kgｆ／mm2
以上の著しく高い焼付け硬化性を有しかつ良好な
加工性でしかも室温での時効劣化の少ない薄鋼板
が得られることを見出し、この発明をなすに至つ
たのである。 具体的には、本願の第１発明の焼付け硬化性高
張力気冷延薄鋼板は、重量％でＣを0.08〜0.20
％、Mnを1.5〜3.5％含有しかつ残部がFeおよび
不可避的不純物よりなり、しかも鋼組織が、フエ
ライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一
部マルテンサイトを含むベイナイトで構成されて
いることを特徴とするものである。 また第２発明の焼付け硬化性高張力冷延薄鋼板
は、重量％でC0.08〜0.20％、Mn1.5〜3.5％のほ
か、Nb0.01〜0.10％、Ti0.01〜0.10％、B5〜
30ppmのうちの１種または２種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物よりなり、しかも
鋼組織が、前記同様にフエライト量５％以下の均
一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含
むベイナイトで構成されていることを特徴とする
ものである。 さらに第３発明は、焼付け硬化性高張力冷延鋼
板を製造する方法を提供するものであつて、重量
％でＣを0.08〜0.20％、Mnを1.5〜3.5％含有する
鋼を常法によつて熱間圧延および冷間圧延してっ
所用の板厚とした後に連続焼鈍を施すにあたり、
焼鈍的熱温度をAc3点以上、Ac3点＋100℃以下と
し、かつ焼鈍後の冷却過程における400℃以下200
℃以上の温度域内までを20℃／sec以上の冷却速
度で急冷し、引続いて0.5℃／sec以下の冷却速度
で徐冷することを特徴とするものである。 作 用 先ずこの発明における鋼成分限定理由について
説明する。 Ｃは0.08％未満ではγ→αの変態速度が大き
く、連続焼鈍でフエライト量を５％以下とするこ
とが困難であり、フエライト量５％以下のベイナ
イト主体の組織を得て極めて大きい焼付け硬化性
を得るというこの発明の目的が達成できなくな
る。一方Ｃが0.20％を越えればこの発明で主とし
て対象としている自動車用鋼板においてスポツト
溶接が困難となり、スポツト溶接強度が低下する
問題がある。したがつてＣ量は0.08〜0.20％の範
囲内とした。 Mnはフエライト変態を抑制してベイナイトを
出現し易くする元素であつてこの発明の鋼板で必
須の元素であり、Mn1.5％未満では、極めて高い
焼付け硬化性が得られない。このようにMn1.5％
未満で極めて高い焼付け硬化性が得られない理由
は未だ明らかではないが、おそらくはMnとＣと
の相互作用によるものと思われる。一方Mnが3.5
％を越えてもそれ以上焼付け硬化性は大きくなら
ず、特に添加のメリツトはない。したがつてMn
は1.5〜3.5％の範囲内とした。 この発明の鋼板における基本的な必須成分は上
述のＣおよびMnであるが、特に第２発明におい
ては、Ｃ、Mnのほか、Nb、Ti、Ｂの１種また
は２種以上を含有するものとする。その作用、添
加量限定理由は次の通りである。 Nbは加工性を保ちつつ高強度化するために有
効な元素である。その硬化は0.01％以上の添加で
顕著となるが0.10％でほぼ飽和するから、Nbを
添加する場合の添加量は0.01〜0.10％の範囲内と
した。またTiもその作用と添加量限定理由はNb
と同様である。 Ｂは極微量でフエライト変態を抑制するに有効
であるが、5ppm未満の添加ではその硬化がなく、
またその硬化は30ppm程度で飽和する。したがつ
てＢを添加する場合の添加量は５〜30ppmの範囲
内とした。 なおNb、Ti、Ｂはそれらのうち２種または３
種を複合添加しても特に支障はなく、したがつて
いずれが１種または２種以上を添加することとし
た。 さらにこの発明の鋼板においては、前述のよう
に鋼成分を限定するのみならず、鋼組織をベイナ
イト主体としたものと規定したことが極めて重要
である。すなわち、フエライト量が５％以下のベ
イナイト主体の組織とすることが極めて大きい焼
付け硬化性を得るために必要である。このような
事実は本発明者等の次のような実験により見出さ
れたものである。 C0.11％、Mn3.0％、Nb0.04％を含有し、残部
がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を、常法
にしたがつて熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、続い
て連続焼鈍に相当する種々の条件下での熱処理を
行なつて種々の量のフエライト相分率（残部はベ
イナイト）の鋼板を得、それぞれ焼付け硬化量を
調べたところ、フエライト相分率と焼付け硬化量
との間には第１図に示すような関係があることが
判明した。 第１図から明らかなように、フエライト相分率
５％以下で残部がベイナイト相であれば15Kgｆ／
mm2以上の著しく大きい焼付け硬化量が得られる。
このようにベイナイト相主体の組織の場合に極め
て大きな焼付け硬化量が得られる理由は未だ明確
ではないが、フエライト相と比較してベイナイト
相ははるかに多量の固溶Ｃを含有し、また転位密
度も大であり、そのためひずみ時効後の変形応力
もフエライト相より大きいと考えられ、このこと
からベイナイト相主体の組織ではフエライト相主
体の組織よりもひずみ時効後の変形応力が高くな
ること、したがつて焼付け硬化量が大きくなるも
のと推定される。 なお５％以下のフエライト相に対する残部はそ
の全でが均一なベイナイト相であることが最も望
ましいが、一部マルテンサイ相を含有しているベ
イナイト相でも実用上は支障ない。但し後者の場
合マルテンサイト相は30％以下が望ましい。 上述のようなベイナイト相主体の組織を得るた
めには、熱間圧延および冷間圧延後の連続焼鈍条
件、とくにその冷却条件が重要である。そこで次
に連続焼鈍条件についてその限定理由を説明す
る。 先ず焼鈍温度（加熱昇温後の均熱温度）はAc3
点以上の温度が必要である。これは連続焼鈍後の
冷却過程で急冷を開始する前の鋼組織を均一なオ
ーステナイト組織としておくために必要である。
しかしながらAc3点＋100℃を越えればオーステ
ナイト組織が粗大となるため、冷却後に得られる
組織も粗大となり、材質的に望ましくなくなる。
したがつて焼鈍温度はAc3点以上、Ac3点＋100℃
以下とした。 このようにオーステナイト化した後は、ある程
度以上の急冷によりフエライト変態を抑制してベ
イナイト変態を促進することが必要であり、その
ためには400〜200℃の範囲内の温度まで20℃／
sec以上の冷却速度で急冷することが必要である。
第２図に、冷却速度と各種材質との関係を示す。
この実験は、C0.13％、Mn2.8％を含有し残部が
Feおよび不可避的不純物によりなる鋼について、
常法にしたがつて熱間圧延−酸洗−冷間圧延して
板厚1.0mmとした後、870℃で180秒均熱し、その
温度から300℃までの冷却速度を種々変化させ、
引続いて0.5℃／secの冷却速度で徐冷した場合に
ついて、焼付け硬化量、伸び、引張り強さを調
べ、300℃までの冷却速度と各材質との関係を第
２図に示したものである。第２図から明らかなよ
うに、300℃までの冷却速度が20℃／sec未満では
焼付け硬化量が小さく、引張り強さも低いことが
判る。これは、20℃／sec未満では充分にベイナ
イト変態が促進されなかつたためである。したが
つてAc3点〜Ac3点＋100℃に加熱均熱した後には
20℃／sec以上の冷却速度で急冷することが必要
である。 またこのような20℃／sec以上の急冷は、400〜
200℃の温度域内で停止させる必要がある。急冷
停止温度が400℃より高ければベイナイト変態が
充分に促進されず、そのため焼付け硬化性が低下
し、また急冷停止温度が高過ぎる場合、その後の
徐冷でパーライト変態が生じて低温変態相の焼も
どしにより強度が低下する。一方急冷停止温度が
低過ぎればマルテンサイドが過剰となるとともに
自己焼もどし効果が期待できず、特に延性の劣化
を招き、このような傾向は急冷停止温度が200℃
より低い場合に顕著となる。したがつて20℃／
sec以上の冷却速度での急冷は400℃以下200℃以
上の温度域内の温度までとし、その後は徐冷する
必要がある。 急冷停止後の徐冷は0.5℃／sec以下の冷却速度
とする必要がある。0.5℃／secを越える冷却速度
となれば伸びの劣化が著しく、成形加工性を損う
からである。 なおAc3点〜Ac3点＋100℃に均熱した後の冷却
速度20℃／sec以上の急冷時の冷却速度の上限は
特に定めないが、冷却速度が高過ぎればマルテン
サイトの生成量が多くなつてしまう。マルテンサ
イトの過剰な生成を抑えてベイナイト主体の組織
とするためには、成分にも依存するが概ね100
℃／sec程度以下の冷却速度とすることが好まし
い。 以上のように連続焼鈍条件を適切に設定するこ
とによつて、フエライト量５％以下の均一なベイ
ナイトまたは一部マルテンサイトを含むベイナイ
ト主体の組織を有する、15Kgｆ／mm2以上の焼付け
硬化量でしかも引張り強さも高くかつ良加工性の
高張力冷延鋼板を得ることができる。 実施例 第１表のＡ〜Ｈに示す各種成分組成の鋼を溶製
し、常法にしたがつて仕上圧延温度800〜900℃で
熱間圧延し、450〜600℃で巻取つた後、酸洗し、
さらに冷間圧延を施して板厚1.00mmの冷延鋼板と
した。次いて第２表中に示す種々の条件で連続焼
鈍し、焼鈍−冷却後の材質を調査した。またフエ
ライト分率（Vf）を調べるとともに、スポツト
溶接継手強度も調べた。その結果を第２表に示
す。なお第１表中において「一次冷却速度」は均
熱温度から一次冷却停止温度までの平均冷却速
度、「二次冷却速度」は一次冷却速度停止温度か
ら室温近傍までの平均冷却速度を表わす。
に供される高張力冷延薄鋼板およびその製造方法
に関し、特に成形加工後の塗装工程において焼付
け処理を受けた際に降伏点が大きく増加するとい
う、所謂焼付け硬化性が著しく大きい高張力薄鋼
板およびその製造方法に関するものである。 従来の技術 自動車の車体外装板等には従来から車体軽量化
のために高張力薄鋼板が広く使用されている。こ
のような自動車用の高張力薄鋼板としては、プレ
ス加工で代表される成形加工が施されることか
ら、比較的軟質で成形加工性が良いことが必要で
あると同時に、自動車車体外装板等に要求される
充分な強度を有することが必要であり、そこで最
近では成形時には比較的軟質であつて成形後の塗
装焼付け工程で時効硬化により強度が上昇する特
性を有する鋼板、すなわち焼付け硬化性が大きい
鋼板が使用されるようになつている。 焼付け硬化性の指標となる焼付け硬化量は、一
般に次のようにして測定される。すなわち、先ず
プレス成形に相当する２％程度の予ひずみを与え
ておき、その後焼付け処理に相当する170℃×20
分間の熱処理を行なう。そして２％予ひずみ時の
変形応力と熱処理後の降伏応力との差を算出し、
その値を焼付け硬化量とする。 ところで従来の焼付け硬化性を有する鋼板とし
ては種々のものがあるが最近では特に高い焼付け
硬化性を有する高強度高延性鋼板として、例えば
特公昭55−48575号公報に記載されているように
窒素（Ｎ）量を高めた高Ｎ鋼の焼入れ焼もどし鋼
が知られており、また例えば「日本金属学会報」
19（1980）P439あるいは「日本金属学会報」19
（1980）P10、「鉄と鋼」Vol68（1982）No.９、
P1348に記載されているような２相組織鋼板
（Dual Phase鋼板）などが知られている。 発明が解決すべき問題点 従来の一般的な焼付け硬化性を有する鋼板で
は、焼付け硬化量は５Kgｆ／mm2程度に過ぎない。
特に高い焼付け硬化性を有する前述の特公昭55−
48575号公報記載の鋼板でも12Kgｆ／mm2以下であ
り、またその公報記載の高Ｎ鋼ではＮ量の調整が
容易ではなく、材質のばらつきが大きいという問
題があり、さらに引張り強さ（TS）が60Kgｆ／
mm2以下に過ぎなかつた。一方従来の２相組織鋼板
でも焼付け硬化量は10Kgｆ／mm2以下であつた。ま
た従来の鋼板においては、焼付け硬化性をさらに
高めようとすれば、室温時効による材質劣化の問
題も避け得なかつた。 この発明は以上の事情を背景としてなされたも
ので、従来よりも一層高い焼付け硬化性、具体的
には15Kgｆ／mm2以上の高い焼付け硬化量を示し、
しかも室温での時効劣化がほとんどなく、かつ良
加工性を有する高張力冷延薄鋼板を提供すること
を目的とするものである。 問題点を解決するための手段 上述の目的を達成するべく本発明者等が種々実
験・検討を重ねた結果、主として冷間圧延後の焼
鈍サイクルを制御することにより、鋼板組織を従
来の冷延薄鋼板では用いられていなかつたベイナ
イト主体の組織とすることによつて、従来の薄鋼
板では達成し得なかつた焼付け硬化量15Kgｆ／mm2
以上の著しく高い焼付け硬化性を有しかつ良好な
加工性でしかも室温での時効劣化の少ない薄鋼板
が得られることを見出し、この発明をなすに至つ
たのである。 具体的には、本願の第１発明の焼付け硬化性高
張力気冷延薄鋼板は、重量％でＣを0.08〜0.20
％、Mnを1.5〜3.5％含有しかつ残部がFeおよび
不可避的不純物よりなり、しかも鋼組織が、フエ
ライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一
部マルテンサイトを含むベイナイトで構成されて
いることを特徴とするものである。 また第２発明の焼付け硬化性高張力冷延薄鋼板
は、重量％でC0.08〜0.20％、Mn1.5〜3.5％のほ
か、Nb0.01〜0.10％、Ti0.01〜0.10％、B5〜
30ppmのうちの１種または２種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物よりなり、しかも
鋼組織が、前記同様にフエライト量５％以下の均
一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含
むベイナイトで構成されていることを特徴とする
ものである。 さらに第３発明は、焼付け硬化性高張力冷延鋼
板を製造する方法を提供するものであつて、重量
％でＣを0.08〜0.20％、Mnを1.5〜3.5％含有する
鋼を常法によつて熱間圧延および冷間圧延してっ
所用の板厚とした後に連続焼鈍を施すにあたり、
焼鈍的熱温度をAc3点以上、Ac3点＋100℃以下と
し、かつ焼鈍後の冷却過程における400℃以下200
℃以上の温度域内までを20℃／sec以上の冷却速
度で急冷し、引続いて0.5℃／sec以下の冷却速度
で徐冷することを特徴とするものである。 作 用 先ずこの発明における鋼成分限定理由について
説明する。 Ｃは0.08％未満ではγ→αの変態速度が大き
く、連続焼鈍でフエライト量を５％以下とするこ
とが困難であり、フエライト量５％以下のベイナ
イト主体の組織を得て極めて大きい焼付け硬化性
を得るというこの発明の目的が達成できなくな
る。一方Ｃが0.20％を越えればこの発明で主とし
て対象としている自動車用鋼板においてスポツト
溶接が困難となり、スポツト溶接強度が低下する
問題がある。したがつてＣ量は0.08〜0.20％の範
囲内とした。 Mnはフエライト変態を抑制してベイナイトを
出現し易くする元素であつてこの発明の鋼板で必
須の元素であり、Mn1.5％未満では、極めて高い
焼付け硬化性が得られない。このようにMn1.5％
未満で極めて高い焼付け硬化性が得られない理由
は未だ明らかではないが、おそらくはMnとＣと
の相互作用によるものと思われる。一方Mnが3.5
％を越えてもそれ以上焼付け硬化性は大きくなら
ず、特に添加のメリツトはない。したがつてMn
は1.5〜3.5％の範囲内とした。 この発明の鋼板における基本的な必須成分は上
述のＣおよびMnであるが、特に第２発明におい
ては、Ｃ、Mnのほか、Nb、Ti、Ｂの１種また
は２種以上を含有するものとする。その作用、添
加量限定理由は次の通りである。 Nbは加工性を保ちつつ高強度化するために有
効な元素である。その硬化は0.01％以上の添加で
顕著となるが0.10％でほぼ飽和するから、Nbを
添加する場合の添加量は0.01〜0.10％の範囲内と
した。またTiもその作用と添加量限定理由はNb
と同様である。 Ｂは極微量でフエライト変態を抑制するに有効
であるが、5ppm未満の添加ではその硬化がなく、
またその硬化は30ppm程度で飽和する。したがつ
てＢを添加する場合の添加量は５〜30ppmの範囲
内とした。 なおNb、Ti、Ｂはそれらのうち２種または３
種を複合添加しても特に支障はなく、したがつて
いずれが１種または２種以上を添加することとし
た。 さらにこの発明の鋼板においては、前述のよう
に鋼成分を限定するのみならず、鋼組織をベイナ
イト主体としたものと規定したことが極めて重要
である。すなわち、フエライト量が５％以下のベ
イナイト主体の組織とすることが極めて大きい焼
付け硬化性を得るために必要である。このような
事実は本発明者等の次のような実験により見出さ
れたものである。 C0.11％、Mn3.0％、Nb0.04％を含有し、残部
がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を、常法
にしたがつて熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、続い
て連続焼鈍に相当する種々の条件下での熱処理を
行なつて種々の量のフエライト相分率（残部はベ
イナイト）の鋼板を得、それぞれ焼付け硬化量を
調べたところ、フエライト相分率と焼付け硬化量
との間には第１図に示すような関係があることが
判明した。 第１図から明らかなように、フエライト相分率
５％以下で残部がベイナイト相であれば15Kgｆ／
mm2以上の著しく大きい焼付け硬化量が得られる。
このようにベイナイト相主体の組織の場合に極め
て大きな焼付け硬化量が得られる理由は未だ明確
ではないが、フエライト相と比較してベイナイト
相ははるかに多量の固溶Ｃを含有し、また転位密
度も大であり、そのためひずみ時効後の変形応力
もフエライト相より大きいと考えられ、このこと
からベイナイト相主体の組織ではフエライト相主
体の組織よりもひずみ時効後の変形応力が高くな
ること、したがつて焼付け硬化量が大きくなるも
のと推定される。 なお５％以下のフエライト相に対する残部はそ
の全でが均一なベイナイト相であることが最も望
ましいが、一部マルテンサイ相を含有しているベ
イナイト相でも実用上は支障ない。但し後者の場
合マルテンサイト相は30％以下が望ましい。 上述のようなベイナイト相主体の組織を得るた
めには、熱間圧延および冷間圧延後の連続焼鈍条
件、とくにその冷却条件が重要である。そこで次
に連続焼鈍条件についてその限定理由を説明す
る。 先ず焼鈍温度（加熱昇温後の均熱温度）はAc3
点以上の温度が必要である。これは連続焼鈍後の
冷却過程で急冷を開始する前の鋼組織を均一なオ
ーステナイト組織としておくために必要である。
しかしながらAc3点＋100℃を越えればオーステ
ナイト組織が粗大となるため、冷却後に得られる
組織も粗大となり、材質的に望ましくなくなる。
したがつて焼鈍温度はAc3点以上、Ac3点＋100℃
以下とした。 このようにオーステナイト化した後は、ある程
度以上の急冷によりフエライト変態を抑制してベ
イナイト変態を促進することが必要であり、その
ためには400〜200℃の範囲内の温度まで20℃／
sec以上の冷却速度で急冷することが必要である。
第２図に、冷却速度と各種材質との関係を示す。
この実験は、C0.13％、Mn2.8％を含有し残部が
Feおよび不可避的不純物によりなる鋼について、
常法にしたがつて熱間圧延−酸洗−冷間圧延して
板厚1.0mmとした後、870℃で180秒均熱し、その
温度から300℃までの冷却速度を種々変化させ、
引続いて0.5℃／secの冷却速度で徐冷した場合に
ついて、焼付け硬化量、伸び、引張り強さを調
べ、300℃までの冷却速度と各材質との関係を第
２図に示したものである。第２図から明らかなよ
うに、300℃までの冷却速度が20℃／sec未満では
焼付け硬化量が小さく、引張り強さも低いことが
判る。これは、20℃／sec未満では充分にベイナ
イト変態が促進されなかつたためである。したが
つてAc3点〜Ac3点＋100℃に加熱均熱した後には
20℃／sec以上の冷却速度で急冷することが必要
である。 またこのような20℃／sec以上の急冷は、400〜
200℃の温度域内で停止させる必要がある。急冷
停止温度が400℃より高ければベイナイト変態が
充分に促進されず、そのため焼付け硬化性が低下
し、また急冷停止温度が高過ぎる場合、その後の
徐冷でパーライト変態が生じて低温変態相の焼も
どしにより強度が低下する。一方急冷停止温度が
低過ぎればマルテンサイドが過剰となるとともに
自己焼もどし効果が期待できず、特に延性の劣化
を招き、このような傾向は急冷停止温度が200℃
より低い場合に顕著となる。したがつて20℃／
sec以上の冷却速度での急冷は400℃以下200℃以
上の温度域内の温度までとし、その後は徐冷する
必要がある。 急冷停止後の徐冷は0.5℃／sec以下の冷却速度
とする必要がある。0.5℃／secを越える冷却速度
となれば伸びの劣化が著しく、成形加工性を損う
からである。 なおAc3点〜Ac3点＋100℃に均熱した後の冷却
速度20℃／sec以上の急冷時の冷却速度の上限は
特に定めないが、冷却速度が高過ぎればマルテン
サイトの生成量が多くなつてしまう。マルテンサ
イトの過剰な生成を抑えてベイナイト主体の組織
とするためには、成分にも依存するが概ね100
℃／sec程度以下の冷却速度とすることが好まし
い。 以上のように連続焼鈍条件を適切に設定するこ
とによつて、フエライト量５％以下の均一なベイ
ナイトまたは一部マルテンサイトを含むベイナイ
ト主体の組織を有する、15Kgｆ／mm2以上の焼付け
硬化量でしかも引張り強さも高くかつ良加工性の
高張力冷延鋼板を得ることができる。 実施例 第１表のＡ〜Ｈに示す各種成分組成の鋼を溶製
し、常法にしたがつて仕上圧延温度800〜900℃で
熱間圧延し、450〜600℃で巻取つた後、酸洗し、
さらに冷間圧延を施して板厚1.00mmの冷延鋼板と
した。次いて第２表中に示す種々の条件で連続焼
鈍し、焼鈍−冷却後の材質を調査した。またフエ
ライト分率（Vf）を調べるとともに、スポツト
溶接継手強度も調べた。その結果を第２表に示
す。なお第１表中において「一次冷却速度」は均
熱温度から一次冷却停止温度までの平均冷却速
度、「二次冷却速度」は一次冷却速度停止温度か
ら室温近傍までの平均冷却速度を表わす。
【表】
【表】
【表】
第２表において、成分組成がこの発明の範囲内
の鋼Ａ（Ac3点温度約830℃）に対し連続焼鈍を
Ac3点未満の均熱温度で施したNo.３の場合および
300℃までの冷却速度が５℃／secと低かつたNo.４
の場合は、いずれもフエライト分率が80％、85％
と高く、充分な焼付け硬化量が得られなかつた。
また同じ鋼Ａに対し急冷後の２次冷却速度が３
℃／secと高かつたNo.２の場合は、伸びが充分で
はなく、加工性に劣ることが判明した。一方成分
組成がこの発明の範囲内の鋼Ｂ（Ac3点約820℃）
について、連続焼鈍をAc3点＋100℃を越える均
熱温度で施したNo.６の場合は伸びが低く、加工性
が劣ることが判明した。さらに鋼中のＣ量が0.25
％と高い鋼Ｅの場合（No.９）、製造条件はこの発
明の範囲内でもスポツト溶接強度が不足すること
が判明した。またMn量が1.00％と低い鋼Ｆの場
合（No.10）およびＣ量が0.05％と低い鋼Ｇ（No.12）
には、いずれもフエライト分率が高く、充分な焼
付け硬化量が得られず、また強度も低かつた。そ
してこの発明の成分範囲内の鋼Ｂについて急冷停
止温度T2が400℃より高い場合（No.11）にも、フ
エライト分率が高く、充分な焼付け硬化量が得ら
れなかつた。 これに対し、成分組成がこの発明条件を満た
し、かつ製造条件もこの発明を満たす場合（No.
１、No.５、No.７、No.８、No.13）には、いずれも鋼
組織がフエライト量５％以下のベイナイト主体の
組織となり、これらの場合いずれも15Kgｆ／mm2以
上の充分な焼付け硬化量が得られ、かつ伸びも充
分で加工性が良好であり、しかも強度的にも引張
強さ80Kgｆ／mm2以上の高強度が得られた。またス
ポツト溶接における強度不足も生じなかつた。 発明の効果 以上の説明で明らかなように、この発明によれ
ば、焼付け硬化量が15Kgｆ／mm2以上と極めて大き
い焼付け硬化性を有し、しかも良加工性で80Kg
ｆ／mm2以上の高強度を有する高張力冷延薄鋼板が
得られ、したがつて自動車のドアインパクトビー
ムなど、成形加工後に塗装焼付けが行なわれる用
途であつてしかも高強度が要求される部材に適用
して有益なものである。
の鋼Ａ（Ac3点温度約830℃）に対し連続焼鈍を
Ac3点未満の均熱温度で施したNo.３の場合および
300℃までの冷却速度が５℃／secと低かつたNo.４
の場合は、いずれもフエライト分率が80％、85％
と高く、充分な焼付け硬化量が得られなかつた。
また同じ鋼Ａに対し急冷後の２次冷却速度が３
℃／secと高かつたNo.２の場合は、伸びが充分で
はなく、加工性に劣ることが判明した。一方成分
組成がこの発明の範囲内の鋼Ｂ（Ac3点約820℃）
について、連続焼鈍をAc3点＋100℃を越える均
熱温度で施したNo.６の場合は伸びが低く、加工性
が劣ることが判明した。さらに鋼中のＣ量が0.25
％と高い鋼Ｅの場合（No.９）、製造条件はこの発
明の範囲内でもスポツト溶接強度が不足すること
が判明した。またMn量が1.00％と低い鋼Ｆの場
合（No.10）およびＣ量が0.05％と低い鋼Ｇ（No.12）
には、いずれもフエライト分率が高く、充分な焼
付け硬化量が得られず、また強度も低かつた。そ
してこの発明の成分範囲内の鋼Ｂについて急冷停
止温度T2が400℃より高い場合（No.11）にも、フ
エライト分率が高く、充分な焼付け硬化量が得ら
れなかつた。 これに対し、成分組成がこの発明条件を満た
し、かつ製造条件もこの発明を満たす場合（No.
１、No.５、No.７、No.８、No.13）には、いずれも鋼
組織がフエライト量５％以下のベイナイト主体の
組織となり、これらの場合いずれも15Kgｆ／mm2以
上の充分な焼付け硬化量が得られ、かつ伸びも充
分で加工性が良好であり、しかも強度的にも引張
強さ80Kgｆ／mm2以上の高強度が得られた。またス
ポツト溶接における強度不足も生じなかつた。 発明の効果 以上の説明で明らかなように、この発明によれ
ば、焼付け硬化量が15Kgｆ／mm2以上と極めて大き
い焼付け硬化性を有し、しかも良加工性で80Kg
ｆ／mm2以上の高強度を有する高張力冷延薄鋼板が
得られ、したがつて自動車のドアインパクトビー
ムなど、成形加工後に塗装焼付けが行なわれる用
途であつてしかも高強度が要求される部材に適用
して有益なものである。
第１図はフエライト相分率（残部ベイナイト）
と焼付け硬化量との関係を示す相関図、第２図は
連続焼鈍における均熱後の300℃までの冷却速度
と材質（焼付け硬化量、伸び、引張強さ）との関
係を示す相関図である。
と焼付け硬化量との関係を示す相関図、第２図は
連続焼鈍における均熱後の300℃までの冷却速度
と材質（焼付け硬化量、伸び、引張強さ）との関
係を示す相関図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％でC0.08〜0.20％、Mn1.5〜3.5％を含
有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
成分組成を有し、かつ鋼組織が、フエライト量５
％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテン
サイトを含むベイナイトで構成され、焼付け硬化
量が15Kgｆ／mm2以上である焼付け硬化性高張力冷
延薄鋼板。 ２ 重量％でC0.08〜0.20％、Mn1.5〜3.5％を含
有し、かつNb0.01〜0.10％、Ti0.01〜0.10％、B5
〜30ppmのうちから選ばれた１種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物よりなる成分組成
を有し、かつ鋼組織が、フエライト量５％以下の
均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを
含むベイナイトで構成され、焼付け硬化量が15Kg
ｆ／mm2以上である焼付け硬化性高張力冷延薄鋼
板。 ３ 重量％でC0.08〜0.20％、Mn1.5〜3.5％を含
有する鋼に熱間圧延および冷間圧延を施して所要
の板厚とした後、連続焼鈍するにあたり、、焼鈍
均熱温度をAc3点以上、Ac3点＋100℃以下の範囲
内とし、かつ焼鈍後の冷却過程において200℃以
上400℃以下の温度域内の温度までを20℃／sec以
上の冷却速度で急冷し、引続きその温度から0.5
℃／sec以下の冷却速度で徐冷することを特徴と
する焼付け硬化性高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21281385A JPS6274051A (ja) | 1985-09-26 | 1985-09-26 | 焼付け硬化性高張力冷延薄鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21281385A JPS6274051A (ja) | 1985-09-26 | 1985-09-26 | 焼付け硬化性高張力冷延薄鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6274051A JPS6274051A (ja) | 1987-04-04 |
| JPH0524979B2 true JPH0524979B2 (ja) | 1993-04-09 |
Family
ID=16628784
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21281385A Granted JPS6274051A (ja) | 1985-09-26 | 1985-09-26 | 焼付け硬化性高張力冷延薄鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6274051A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63282240A (ja) * | 1987-05-12 | 1988-11-18 | Nippon Steel Corp | 疲労特性のすぐれた高張力熱延鋼板 |
| US4981349A (en) * | 1989-09-01 | 1991-01-01 | Kabushiki Kaisha Matsuyama Seisakusho | Rearview mirror assembly for automobiles including positioning means with a recess surface extending uniformly horizontally |
| JP5392223B2 (ja) * | 2000-04-17 | 2014-01-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR100554754B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 초고강도 냉연강판 제조방법 |
| EP1870483B1 (en) | 2005-03-31 | 2012-11-21 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, method for production thereof and workedd article formed therefrom |
| JP4688782B2 (ja) * | 2006-12-11 | 2011-05-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1985
- 1985-09-26 JP JP21281385A patent/JPS6274051A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6274051A (ja) | 1987-04-04 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |