JPH10237547A - 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH10237547A JPH10237547A JP6246897A JP6246897A JPH10237547A JP H10237547 A JPH10237547 A JP H10237547A JP 6246897 A JP6246897 A JP 6246897A JP 6246897 A JP6246897 A JP 6246897A JP H10237547 A JPH10237547 A JP H10237547A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ７８０Ｎ／mm2 級以上の引張強さを有し、か
つ延性に優れると共に伸びフランジ性にも優れた高強度
冷延鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、so
l.Ａｌ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０１
００％、あるいは更に、所定量のＣｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｖの少なくとも１種以上の成分を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる。組織が低温変態生成物又
は体積率で４０％以上の低温変態生成物及び残部フェラ
イトからなり、かつ低温変態生成物の硬さＨVMが250 ≦
ＨVM＜350 +(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(Ti +Nb)
+20V)×3.1 （但し、元素記号は当該元素の鋼中の含有
量（重量％）を示す。）である。前記低温変態生成物と
はマルテンサイト又は／及びベイナイトを意味する。
つ延性に優れると共に伸びフランジ性にも優れた高強度
冷延鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｓ：０．０１％以下、so
l.Ａｌ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０１
００％、あるいは更に、所定量のＣｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｖの少なくとも１種以上の成分を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる。組織が低温変態生成物又
は体積率で４０％以上の低温変態生成物及び残部フェラ
イトからなり、かつ低温変態生成物の硬さＨVMが250 ≦
ＨVM＜350 +(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(Ti +Nb)
+20V)×3.1 （但し、元素記号は当該元素の鋼中の含有
量（重量％）を示す。）である。前記低温変態生成物と
はマルテンサイト又は／及びベイナイトを意味する。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、主に自動車の補強
部材に適用される高延性高強度冷延鋼板に関し、特に引
張強さが７８０Ｎ／mm2 級以上の複合組織高延性高強度
冷延鋼板に関するものである。
部材に適用される高延性高強度冷延鋼板に関し、特に引
張強さが７８０Ｎ／mm2 級以上の複合組織高延性高強度
冷延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の安全性の向上と燃費節減
のための軽量化の要求への高まりを背景として、加工性
に優れた高強度薄鋼板が使用されるに至っている。特に
安全性の向上目的に関しては、７８０Ｎ／mm2 を越える
非常に高い引張強さを有する、超高強度鋼板が使用され
はじめている。もっとも、自動車用鋼板では単に強度が
高ければよいというものではなく、加工性や溶接性等が
必要であり、特に７８０Ｎ／mm2 を越える高強度鋼板に
おいては、加工性の中でも曲げや絞り加工における延性
が重要となる。
のための軽量化の要求への高まりを背景として、加工性
に優れた高強度薄鋼板が使用されるに至っている。特に
安全性の向上目的に関しては、７８０Ｎ／mm2 を越える
非常に高い引張強さを有する、超高強度鋼板が使用され
はじめている。もっとも、自動車用鋼板では単に強度が
高ければよいというものではなく、加工性や溶接性等が
必要であり、特に７８０Ｎ／mm2 を越える高強度鋼板に
おいては、加工性の中でも曲げや絞り加工における延性
が重要となる。
【０００３】一般的には、高強度鋼板の加工性は強度と
伸びのバランス（強度−延性バランス）で整理され、強
度が高く、伸びのよい鋼板が高強度鋼板として優れてい
るといわれてきた。この強度と伸びのバランスに優れる
高強度鋼板の製法として、特開昭６２−９９４１７号公
報に記載されているように、Ｓｉ量を高める方法も実施
されているが、この場合、鋼板の強度が高まる程、伸び
は劣化するのが通例であり、現状ではその用途も浅い絞
りや曲げ加工を受けるものに限定されることが多い。し
かも、このような軽加工用途においても、特に曲げ部の
半径（曲げＲ）が小さい部品では、曲げ割れ等の不良が
発生し、当該鋼板の局部延性不足が指摘されるケースが
増えてきているのが実情である。
伸びのバランス（強度−延性バランス）で整理され、強
度が高く、伸びのよい鋼板が高強度鋼板として優れてい
るといわれてきた。この強度と伸びのバランスに優れる
高強度鋼板の製法として、特開昭６２−９９４１７号公
報に記載されているように、Ｓｉ量を高める方法も実施
されているが、この場合、鋼板の強度が高まる程、伸び
は劣化するのが通例であり、現状ではその用途も浅い絞
りや曲げ加工を受けるものに限定されることが多い。し
かも、このような軽加工用途においても、特に曲げ部の
半径（曲げＲ）が小さい部品では、曲げ割れ等の不良が
発生し、当該鋼板の局部延性不足が指摘されるケースが
増えてきているのが実情である。
【０００４】一方、超高強度鋼板の製造に当たっては、
熱間制御圧延技術や連続焼鈍技術の普及に伴って、マル
テンサイトやベイナイトのような硬い低温変態生成物に
よる強化能を利用して製造され、強度−延性バランスに
優れる複合組織高強度薄鋼板が広く使用されるに至って
いる。
熱間制御圧延技術や連続焼鈍技術の普及に伴って、マル
テンサイトやベイナイトのような硬い低温変態生成物に
よる強化能を利用して製造され、強度−延性バランスに
優れる複合組織高強度薄鋼板が広く使用されるに至って
いる。
【０００５】このような複合組織鋼板を製造するに際し
て、連続焼鈍以外に箱焼鈍による製造方法があるが、箱
焼鈍の場合は、Ａr1点以上の再結晶温度からの冷却速度
が遅いために、Ｍｎ等のオーステナイト安定化元素を多
量に添加する必要があり、このために鋼板の製造費用が
高価となる。
て、連続焼鈍以外に箱焼鈍による製造方法があるが、箱
焼鈍の場合は、Ａr1点以上の再結晶温度からの冷却速度
が遅いために、Ｍｎ等のオーステナイト安定化元素を多
量に添加する必要があり、このために鋼板の製造費用が
高価となる。
【０００６】一方、連続焼鈍による場合は、冷却速度が
大きいために、上記のようなオーステナイト安定化元素
の添加を省略することができるため、低廉に当該引張強
さの冷延鋼板を製造することができる。更に、この連続
焼鈍は、再結晶焼鈍後の冷却方法によって、冷却速度の
非常に速い水焼入型と、冷却速度の比較的遅いガスジェ
ット又は気水冷却型とに大別されるが、使用合金量の低
減、引いては製造費用の低減の見地からは水焼入型が有
利である。また、この水焼入型の連続焼鈍設備にて超高
強度鋼板を製造する場合、焼入開始温度と、焼入後に行
われる過時効温度（焼戻温度）を調整することにより、
均一伸びに優れる鋼板や、局部伸び（伸びフランジ性）
に優れる鋼板を作り分けることが可能であると言われて
いる。
大きいために、上記のようなオーステナイト安定化元素
の添加を省略することができるため、低廉に当該引張強
さの冷延鋼板を製造することができる。更に、この連続
焼鈍は、再結晶焼鈍後の冷却方法によって、冷却速度の
非常に速い水焼入型と、冷却速度の比較的遅いガスジェ
ット又は気水冷却型とに大別されるが、使用合金量の低
減、引いては製造費用の低減の見地からは水焼入型が有
利である。また、この水焼入型の連続焼鈍設備にて超高
強度鋼板を製造する場合、焼入開始温度と、焼入後に行
われる過時効温度（焼戻温度）を調整することにより、
均一伸びに優れる鋼板や、局部伸び（伸びフランジ性）
に優れる鋼板を作り分けることが可能であると言われて
いる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、熱間制
御圧延技術や連続焼鈍技術により製造された強度−延性
バランスに優れる複合組織高強度鋼板といえども、均一
伸びや局部伸び（伸びフランジ性）の特性には、実用上
は一長一短があり、曲げＲの小さい加工部における曲げ
割れ等の発生を十分に防止するに至っておらず、局部延
性不足が指摘されるケースが増えてきているのが実情で
ある。
御圧延技術や連続焼鈍技術により製造された強度−延性
バランスに優れる複合組織高強度鋼板といえども、均一
伸びや局部伸び（伸びフランジ性）の特性には、実用上
は一長一短があり、曲げＲの小さい加工部における曲げ
割れ等の発生を十分に防止するに至っておらず、局部延
性不足が指摘されるケースが増えてきているのが実情で
ある。
【０００８】本発明はかかる問題に鑑み、７８０Ｎ／mm
2 級以上の引張強さを有し、かつ延性に優れると共に伸
びフランジ性にも優れた高強度冷延鋼板及びその製法を
提供するものである。
2 級以上の引張強さを有し、かつ延性に優れると共に伸
びフランジ性にも優れた高強度冷延鋼板及びその製法を
提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の高延性高強度冷
延鋼板は、重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ
：０．００５〜０．１５％、Ｓ ：０．０１％以下、
sol.Ａｌ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０
１００％、あるいは更に、 Ａ群；Ｃｒ：０．０５〜１．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．６％、 Ｂ群；Ｔｉ：０．０１〜０．２％，Ｎｂ：０．０１〜
０．２％，Ｖ：０．０１〜０．２％ の少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織が低温変態
生成物又は体積率で４０％以上の低温変態生成物及び残
部フェライトからなり、かつ低温変態生成物の硬さＨVM
が 250 ≦ＨVM＜350 +(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(T
i +Nb) +20V)×3.1 （但し、元素記号は当該元素の鋼中の含有量（重量％）
を示す。）であることを特徴とする。ここに、低温変態
生成物とはマルテンサイト又は／及びベイナイトを意味
する。
延鋼板は、重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ
：０．００５〜０．１５％、Ｓ ：０．０１％以下、
sol.Ａｌ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０
１００％、あるいは更に、 Ａ群；Ｃｒ：０．０５〜１．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．６％、 Ｂ群；Ｔｉ：０．０１〜０．２％，Ｎｂ：０．０１〜
０．２％，Ｖ：０．０１〜０．２％ の少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織が低温変態
生成物又は体積率で４０％以上の低温変態生成物及び残
部フェライトからなり、かつ低温変態生成物の硬さＨVM
が 250 ≦ＨVM＜350 +(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(T
i +Nb) +20V)×3.1 （但し、元素記号は当該元素の鋼中の含有量（重量％）
を示す。）であることを特徴とする。ここに、低温変態
生成物とはマルテンサイト又は／及びベイナイトを意味
する。
【００１０】以下、本発明を詳細に説明する。まず、本
発明における鋼成分の限定理由について説明する。単位
は重量％である。 Ｃ：０．０８〜０．３０％ Ｃは再結晶焼鈍後の急冷によって低温変態生成相を生じ
させるために必要であり、７８０Ｎ／mm2 級以上の強度
を確保するに十分な量の低温変態生成相を得るために
は、少なくとも０．０８％の添加が必要である。強度を
高める観点からは多いほどよいが、反面、過多に添加す
ると延性やスポット溶接性が劣るようになるので、添加
量の上限を０．３０％とする。
発明における鋼成分の限定理由について説明する。単位
は重量％である。 Ｃ：０．０８〜０．３０％ Ｃは再結晶焼鈍後の急冷によって低温変態生成相を生じ
させるために必要であり、７８０Ｎ／mm2 級以上の強度
を確保するに十分な量の低温変態生成相を得るために
は、少なくとも０．０８％の添加が必要である。強度を
高める観点からは多いほどよいが、反面、過多に添加す
ると延性やスポット溶接性が劣るようになるので、添加
量の上限を０．３０％とする。
【００１１】Ｓｉ：０．１〜２．５％ Ｓｉは鋼の延性、特に局部延性を劣化させることなく、
鋼の強度を高めることができる元素である。かかる効果
を有効に発揮させるためには、０．０１％以上の添加量
が必要である。一方、２．５％を越えると製造コスト高
を招来するのみならず、適正な再結晶温度域を高温にす
るので、上限を２．５％とする。
鋼の強度を高めることができる元素である。かかる効果
を有効に発揮させるためには、０．０１％以上の添加量
が必要である。一方、２．５％を越えると製造コスト高
を招来するのみならず、適正な再結晶温度域を高温にす
るので、上限を２．５％とする。
【００１２】Ｍｎ：０．５〜２．５％ Ｍｎはオーステナイト相を安定化し、冷却過程において
低温変態生成物の生成を容易にするために、少なくとも
０．５％を添加することが必要である。一方、過多に添
加するとオーステナイト相への濃化による第２相体積率
が増加して、Ｃの濃縮が弱まることから、上限を２．５
％とする。
低温変態生成物の生成を容易にするために、少なくとも
０．５％を添加することが必要である。一方、過多に添
加するとオーステナイト相への濃化による第２相体積率
が増加して、Ｃの濃縮が弱まることから、上限を２．５
％とする。
【００１３】Ｐ：０．００５〜０．１５％ Ｐは鋼の強化元素として少なくとも０．００５％の添加
を必要とするが、過多に添加するとスポット溶接性の低
下を招くので、上限を０．１５％とする。
を必要とするが、過多に添加するとスポット溶接性の低
下を招くので、上限を０．１５％とする。
【００１４】Ｓ：０．０１％以下Ｓは硫化物系介在物を
生成させ、該介在物は金属との間で電位差が生じるため
腐食の起点となり、また曲げ加工性等を劣化させるの
で、少ないほどよく、本発明では０．０１％以下に止め
る。
生成させ、該介在物は金属との間で電位差が生じるため
腐食の起点となり、また曲げ加工性等を劣化させるの
で、少ないほどよく、本発明では０．０１％以下に止め
る。
【００１５】sol.Ａｌ：０．１％以下 Ａｌは脱酸材として使用されるものであるが、過多に添
加すると鋼の清浄度を悪化させるので、上限を０．１％
とする。
加すると鋼の清浄度を悪化させるので、上限を０．１％
とする。
【００１６】Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％ Ｃａは鋼中の非金属介在物を球状化して鋼の局部延性や
靱性を高める効果を有する。また、Ｃａはマトリックス
中に固溶させると、粒界破壊を防止して、水素脆化を抑
制する効果を有する。さらに、耐食性を向上させる効果
も有する。これらの効果を有効に発揮させるためには、
０．００１０％以上が必要である。一方、過多に添加す
ると、Ｃａ系の粗大な介在物を生成して、加工性を低下
させるため、上限を０．０１００％とする。
靱性を高める効果を有する。また、Ｃａはマトリックス
中に固溶させると、粒界破壊を防止して、水素脆化を抑
制する効果を有する。さらに、耐食性を向上させる効果
も有する。これらの効果を有効に発揮させるためには、
０．００１０％以上が必要である。一方、過多に添加す
ると、Ｃａ系の粗大な介在物を生成して、加工性を低下
させるため、上限を０．０１００％とする。
【００１７】本発明において用いる鋼は、上記した基本
成分に加えて、さらに材質を向上させるために、下記成
分範囲のＣｒ，ＭｏからなるＡ群、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖから
なるＢ群のうちの少なくとも１群から選ばれた１種以上
の元素を含有することができる。
成分に加えて、さらに材質を向上させるために、下記成
分範囲のＣｒ，ＭｏからなるＡ群、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖから
なるＢ群のうちの少なくとも１群から選ばれた１種以上
の元素を含有することができる。
【００１８】Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．６％ Ｃｒ及びＭｏはそれぞれＭｎと同様に鋼の焼入性を高
め、高強度化に有効な低温変態生成物を得る元素であ
り、各々０．０５％よりも低いとその効果が過少であ
り、一方、過多になると延性の低下をもたらし、また、
これらの元素は高価であるので製造コスト高を招来する
ので、その上限についてはＣｒ：１．０％、Ｍｏ：０．
６％とする。
め、高強度化に有効な低温変態生成物を得る元素であ
り、各々０．０５％よりも低いとその効果が過少であ
り、一方、過多になると延性の低下をもたらし、また、
これらの元素は高価であるので製造コスト高を招来する
ので、その上限についてはＣｒ：１．０％、Ｍｏ：０．
６％とする。
【００１９】Ｔｉ：０．０１〜０．２％ Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｖ：０．０１〜０．２％ Ｔｉ、Ｎｂ及びＶはＣ及びＮと析出物を形成し、強化元
素として有効であるとともに、熱間圧延板の結晶粒を微
細化し、延性を向上させる効果を有する。さらに、Ｔｉ
は生成錆の緻密化による耐食性をも向上させ、耐水素脆
化特性の改善に有効である。これらの効果を有効に発現
させるためには、それぞれの元素について０．０１％以
上添加することが必要である。一方、過多に添加すると
延性を劣化させるので、各々その上限を０．２％とす
る。
素として有効であるとともに、熱間圧延板の結晶粒を微
細化し、延性を向上させる効果を有する。さらに、Ｔｉ
は生成錆の緻密化による耐食性をも向上させ、耐水素脆
化特性の改善に有効である。これらの効果を有効に発現
させるためには、それぞれの元素について０．０１％以
上添加することが必要である。一方、過多に添加すると
延性を劣化させるので、各々その上限を０．２％とす
る。
【００２０】次に、本発明の高強度冷延鋼板の金属組織
について説明する。本発明鋼板が７８０Ｎ／mm2 以上の
強度を有し、かつ優れた伸びフランジ性を備えたものと
なるには、低温変態生成物が特定硬さと量を有すること
が必要である。すなわち、低温変態生成物のビッカ−ス
硬さＨVMが下記(1) 式を満足し、その量が体積率で４０
％以上、残部フェライト又は低温変態生成物のみ（フェ
ライトが実質的に０％の場合）であることが必要であ
る。なお、下記(1) 式のＡ式は固溶強化として作用する
部分であり、本発明者らの実験により求められたもので
ある。 ２５０≦ＨVM＜３５０＋Ａ ……(1) Ａ＝(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(Ti +Nb) +20V)
×3.1 但し、Ａ式内の元素記号は当該元素の鋼中の含有量（重
量％）を示す。
について説明する。本発明鋼板が７８０Ｎ／mm2 以上の
強度を有し、かつ優れた伸びフランジ性を備えたものと
なるには、低温変態生成物が特定硬さと量を有すること
が必要である。すなわち、低温変態生成物のビッカ−ス
硬さＨVMが下記(1) 式を満足し、その量が体積率で４０
％以上、残部フェライト又は低温変態生成物のみ（フェ
ライトが実質的に０％の場合）であることが必要であ
る。なお、下記(1) 式のＡ式は固溶強化として作用する
部分であり、本発明者らの実験により求められたもので
ある。 ２５０≦ＨVM＜３５０＋Ａ ……(1) Ａ＝(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(Ti +Nb) +20V)
×3.1 但し、Ａ式内の元素記号は当該元素の鋼中の含有量（重
量％）を示す。
【００２１】低温変態生成物の硬さＨVMが(1) 式の右辺
の値（以下、式値という）以上であるときは、フェライ
トとの硬さ比が大きくなり、後述の実施例Ａから明らか
なとおり、伸びフランジ性が劣化し、一方ＨVMが２５０
よりも小さいときには、目的とする７８０ kgf／mm2 以
上の高強度を確保することができないようになる。
の値（以下、式値という）以上であるときは、フェライ
トとの硬さ比が大きくなり、後述の実施例Ａから明らか
なとおり、伸びフランジ性が劣化し、一方ＨVMが２５０
よりも小さいときには、目的とする７８０ kgf／mm2 以
上の高強度を確保することができないようになる。
【００２２】また、所定硬度の低温変態生成物の量が４
０％未満でも、所期の高強度を確保することが困難であ
り、金属組織が低温変態生成物のみ、又は４０％以上の
低温変態生成物とフェライト相とで形成されることが必
要である。なお、前記低温変態生成物のＨVMは、後述の
焼入開始温度、過時効処理温度により調整される。
０％未満でも、所期の高強度を確保することが困難であ
り、金属組織が低温変態生成物のみ、又は４０％以上の
低温変態生成物とフェライト相とで形成されることが必
要である。なお、前記低温変態生成物のＨVMは、後述の
焼入開始温度、過時効処理温度により調整される。
【００２３】次に、本発明の高延性高強度鋼板の好適な
工業的製造方法としては、前記成分を有する鋼を造塊又
は連続鋳造によりスラブとして熱間圧延を行い、請求項
３に記載したとおり、Ａr3点以上の仕上温度にて熱間圧
延を終了し、４５０〜７００℃で巻き取り、これを酸洗
し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延を行った後、Ａ
c1点以上の加熱温度にて再結晶焼鈍した後、次いで、強
制空冷し、４５０〜８００℃の温度域から１００℃／秒
以上の冷却速度にて急冷して焼き入れ、２００〜４５０
℃の温度範囲で過時効処理を施す。
工業的製造方法としては、前記成分を有する鋼を造塊又
は連続鋳造によりスラブとして熱間圧延を行い、請求項
３に記載したとおり、Ａr3点以上の仕上温度にて熱間圧
延を終了し、４５０〜７００℃で巻き取り、これを酸洗
し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延を行った後、Ａ
c1点以上の加熱温度にて再結晶焼鈍した後、次いで、強
制空冷し、４５０〜８００℃の温度域から１００℃／秒
以上の冷却速度にて急冷して焼き入れ、２００〜４５０
℃の温度範囲で過時効処理を施す。
【００２４】熱間圧延の仕上温度をＡr3点以上とするの
は、熱延鋼板に加工組織が残存しないようにするためで
あり、４５０〜７００℃の巻取りにより、低温変態生成
物と残部フェライトからなる複合組織を得る。熱延鋼板
においても、低温変態生成物とはマルテンサイト又は／
及びベイナイトを意味する。低温変態生成物の量は体積
率で７０％以下に止めるのがよい。７０％を越えると、
熱延鋼板の強度が高くなり過ぎ、冷間圧延が困難になる
と共に、冷間圧延及び焼鈍後の低温変態生成物における
Ｃ濃度が低下し、強度−伸びのバランスが低下するよう
になる。
は、熱延鋼板に加工組織が残存しないようにするためで
あり、４５０〜７００℃の巻取りにより、低温変態生成
物と残部フェライトからなる複合組織を得る。熱延鋼板
においても、低温変態生成物とはマルテンサイト又は／
及びベイナイトを意味する。低温変態生成物の量は体積
率で７０％以下に止めるのがよい。７０％を越えると、
熱延鋼板の強度が高くなり過ぎ、冷間圧延が困難になる
と共に、冷間圧延及び焼鈍後の低温変態生成物における
Ｃ濃度が低下し、強度−伸びのバランスが低下するよう
になる。
【００２５】前記冷間圧延において、圧延率を３０％以
上とするのは、再結晶を促進させるためであり、再結晶
温度をＡc1点以上とすることにより焼鈍過程でオーステ
ナイト相を形成する。その後の強制空冷はフェライトの
析出を制御するために行うものであり、フェライト量は
６０体積％未満に止める。６０％以上になると、低温変
態生成物の量が４０％未満となり、所期の高強度が確保
できないようになるからである。
上とするのは、再結晶を促進させるためであり、再結晶
温度をＡc1点以上とすることにより焼鈍過程でオーステ
ナイト相を形成する。その後の強制空冷はフェライトの
析出を制御するために行うものであり、フェライト量は
６０体積％未満に止める。６０％以上になると、低温変
態生成物の量が４０％未満となり、所期の高強度が確保
できないようになるからである。
【００２６】その後の焼入れにより、オーステナイト相
をマルテンサイト又は／及びベイナイトからなる低温変
態生成物に変態させるが、焼入れに際し、焼入開始温度
は８００℃を越える高温にする必要はないが、４５０℃
未満では低温変態生成物を得ることが困難になる。ま
た、冷却速度が１００℃／ｓよりも遅くなると、十分に
硬い低温変態生成物を得ることができないようになり、
また過時効処理前のフェライト中の固溶炭素量が少なく
なり、後述する過時効処理によりフェライト中の固溶炭
素量を十分に低くすることが困難になる。尚、上記冷却
速度は実操業上可能な限り速い方がよく、水焼入による
ことが好ましいが、ロール冷却、気水冷却等によること
もできる。
をマルテンサイト又は／及びベイナイトからなる低温変
態生成物に変態させるが、焼入れに際し、焼入開始温度
は８００℃を越える高温にする必要はないが、４５０℃
未満では低温変態生成物を得ることが困難になる。ま
た、冷却速度が１００℃／ｓよりも遅くなると、十分に
硬い低温変態生成物を得ることができないようになり、
また過時効処理前のフェライト中の固溶炭素量が少なく
なり、後述する過時効処理によりフェライト中の固溶炭
素量を十分に低くすることが困難になる。尚、上記冷却
速度は実操業上可能な限り速い方がよく、水焼入による
ことが好ましいが、ロール冷却、気水冷却等によること
もできる。
【００２７】焼入後の過時効処理は、フェライト中に固
溶したＣを析出させ、延性の改善を図るために行われる
ものであり、この際、過時効処理温度を２００〜４５０
℃とするのは、２００℃未満ではフェライト中の炭化物
が十分に析出せず、延性が劣化するようになり、一方４
５０℃を越えるとマルテンサイトが焼き戻されて強度が
著しく低下し、また加熱コストが高くなるからである。
過時効処理温度での保持時間は、１〜１０分程度でよ
い。
溶したＣを析出させ、延性の改善を図るために行われる
ものであり、この際、過時効処理温度を２００〜４５０
℃とするのは、２００℃未満ではフェライト中の炭化物
が十分に析出せず、延性が劣化するようになり、一方４
５０℃を越えるとマルテンサイトが焼き戻されて強度が
著しく低下し、また加熱コストが高くなるからである。
過時効処理温度での保持時間は、１〜１０分程度でよ
い。
【００２８】以上の製造条件を満足することにより、本
発明の高強度で、かつ均一伸び及び局部伸びの双方に優
れた高延性鋼板を連続焼鈍により容易に製造することが
できる。
発明の高強度で、かつ均一伸び及び局部伸びの双方に優
れた高延性鋼板を連続焼鈍により容易に製造することが
できる。
【００２９】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により限定されないことは勿論で
ある。
本発明はこれら実施例により限定されないことは勿論で
ある。
【００３０】〔実施例Ａ〕下記に示す化学組成を有する
鋼を仕上げ温度８５０℃、巻取温度４８０℃にて厚さ
３．２mmに熱間圧延し、酸洗した後、厚さ１．４mmに冷
間圧延し、次いで、８５０℃で再結晶焼鈍し、強制空冷
して４００〜６５０℃の範囲の温度から水焼入れした
後、１５０〜４５０℃の温度に４分間保持して、過時効
処理を施した。なお、下記鋼の式値は４４４である。 ・鋼組成（wt％、残部実質的にＦｅ） Ｃ：０．１７％、Si：１．４０％、Mn：２．００％、 Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００１％ Ａｌ：０．０４０％、Ｃａ：０．００１６％
鋼を仕上げ温度８５０℃、巻取温度４８０℃にて厚さ
３．２mmに熱間圧延し、酸洗した後、厚さ１．４mmに冷
間圧延し、次いで、８５０℃で再結晶焼鈍し、強制空冷
して４００〜６５０℃の範囲の温度から水焼入れした
後、１５０〜４５０℃の温度に４分間保持して、過時効
処理を施した。なお、下記鋼の式値は４４４である。 ・鋼組成（wt％、残部実質的にＦｅ） Ｃ：０．１７％、Si：１．４０％、Mn：２．００％、 Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００１％ Ａｌ：０．０４０％、Ｃａ：０．００１６％
【００３１】このようにして得られた冷延鋼板の低温変
態生成物の量は４０〜８０体積％であった。また、低温
変態生成物のビッカ−ス硬さＨVMを測定した。また、局
部延性（伸びフランジ性）を調べるために、穴拡げ試験
を行った。穴拡げ試験は試料鋼板に初期穴径ｄｉ＝１０
mmφの打ち抜き穴を開け、頂角６０°の円錐パンチを押
し込んで、クラックが板厚を貫通する際の穴径ｄｂを求
め、限界穴拡がり率λを下記式により算出した。 λ＝（（ｄｂ−ｄｉ）／ｄｉ）×１００％
態生成物の量は４０〜８０体積％であった。また、低温
変態生成物のビッカ−ス硬さＨVMを測定した。また、局
部延性（伸びフランジ性）を調べるために、穴拡げ試験
を行った。穴拡げ試験は試料鋼板に初期穴径ｄｉ＝１０
mmφの打ち抜き穴を開け、頂角６０°の円錐パンチを押
し込んで、クラックが板厚を貫通する際の穴径ｄｂを求
め、限界穴拡がり率λを下記式により算出した。 λ＝（（ｄｂ−ｄｉ）／ｄｉ）×１００％
【００３２】以上のようにして得られた低温変態生成物
の硬さＨVMと限界穴拡がり率λとの関係を整理したグラ
フを図１に示す。図１より、本発明範囲（２５０≦ＨVM
≦４４４）では、λが３５％以上であって、良好な局部
延性を有していることが認められた。なお、引張試験に
より引張強さを測定したところ、ＨVMが本発明範囲内の
ものでは、９９５〜１０４０Ｎ／mm2 であった。
の硬さＨVMと限界穴拡がり率λとの関係を整理したグラ
フを図１に示す。図１より、本発明範囲（２５０≦ＨVM
≦４４４）では、λが３５％以上であって、良好な局部
延性を有していることが認められた。なお、引張試験に
より引張強さを測定したところ、ＨVMが本発明範囲内の
ものでは、９９５〜１０４０Ｎ／mm2 であった。
【００３３】〔実施例Ｂ〕表１に示す化学組成を有する
鋼を仕上げ温度８５０〜９００℃、巻取温度３００〜７
２０℃にて熱間圧延して、厚さ２．８mmとし、酸洗した
後、厚さ０．８mmに冷間圧延し、次いで、表２に示すよ
うに種々の加熱温度にて再結晶焼鈍し、強制空冷して４
５０〜７５０℃の範囲の温度から水焼入れを開始し、焼
入れ後、２００〜４００℃の温度で４分間保持して、過
時効処理を施した。
鋼を仕上げ温度８５０〜９００℃、巻取温度３００〜７
２０℃にて熱間圧延して、厚さ２．８mmとし、酸洗した
後、厚さ０．８mmに冷間圧延し、次いで、表２に示すよ
うに種々の加熱温度にて再結晶焼鈍し、強制空冷して４
５０〜７５０℃の範囲の温度から水焼入れを開始し、焼
入れ後、２００〜４００℃の温度で４分間保持して、過
時効処理を施した。
【００３４】このようにして得られた冷延鋼板の機械的
性質を調べるために、ＪＩＳ５号引張試験片を作製して
引張試験を実施した。また、材料の局部伸びを引張試験
の応力−歪み線図から求めるのは非常に困難であること
から、特に材料の局部延性（伸びフランジ性）を調べる
ために、上記引張試験以外にＶ曲げ試験を行い、その時
の曲げＲを０〜１０mmまで種々変化させ、材料が破断せ
ずに曲げ加工ができる限界の曲げ半径（最小曲げ半径）
を求めた。この最小曲げ半径も表２に示す。なお、表２
には熱延鋼板における低温変態生成物の体積％、冷延鋼
板の焼鈍条件等も併せて示した。
性質を調べるために、ＪＩＳ５号引張試験片を作製して
引張試験を実施した。また、材料の局部伸びを引張試験
の応力−歪み線図から求めるのは非常に困難であること
から、特に材料の局部延性（伸びフランジ性）を調べる
ために、上記引張試験以外にＶ曲げ試験を行い、その時
の曲げＲを０〜１０mmまで種々変化させ、材料が破断せ
ずに曲げ加工ができる限界の曲げ半径（最小曲げ半径）
を求めた。この最小曲げ半径も表２に示す。なお、表２
には熱延鋼板における低温変態生成物の体積％、冷延鋼
板の焼鈍条件等も併せて示した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】表２から、本発明実施例では８００Ｎ／mm
2 以上の高強度と良好な伸びを有し、特に局部延性に優
れていることが分かる。特に、No. １０、１２、１５、
１６、１８、２０は１０００Ｎ／mm2 を越える高強度鋼
板であるにもかかわらず、いずれも高い伸びと小さい最
小曲げ半径を示しており、良好な曲げ加工性を有してい
ることが分かる。
2 以上の高強度と良好な伸びを有し、特に局部延性に優
れていることが分かる。特に、No. １０、１２、１５、
１６、１８、２０は１０００Ｎ／mm2 を越える高強度鋼
板であるにもかかわらず、いずれも高い伸びと小さい最
小曲げ半径を示しており、良好な曲げ加工性を有してい
ることが分かる。
【００３８】一方、例えば、鋼種Ｂを用いたNo. ３と
４、鋼種Ｅを用いたNo. １８と１９、鋼種Ｊを用いたN
o. ２０と２１とを比較すると、鋼成分は本発明範囲で
あるにもかかわらず、冷延鋼板の低温変態生成物の硬さ
が本発明範囲外のNo. ４、１９、２１では最小曲げ半径
が大きくなり、局部延性が劣化することがわかる。
４、鋼種Ｅを用いたNo. １８と１９、鋼種Ｊを用いたN
o. ２０と２１とを比較すると、鋼成分は本発明範囲で
あるにもかかわらず、冷延鋼板の低温変態生成物の硬さ
が本発明範囲外のNo. ４、１９、２１では最小曲げ半径
が大きくなり、局部延性が劣化することがわかる。
【００３９】また、鋼種Ａを用いたNo. ２は、鋼成分お
よび低温変態生成物の硬さが本発明範囲内であるにもか
かわらず、低温変態生成物の体積率が本発明範囲外であ
るため、所定の強度が得られていない。また、No. ２
３、２４は、低温変態生成物の硬さが本発明範囲内であ
るが、鋼成分が本発明範囲外であるため、所定の強度が
得られていない。
よび低温変態生成物の硬さが本発明範囲内であるにもか
かわらず、低温変態生成物の体積率が本発明範囲外であ
るため、所定の強度が得られていない。また、No. ２
３、２４は、低温変態生成物の硬さが本発明範囲内であ
るが、鋼成分が本発明範囲外であるため、所定の強度が
得られていない。
【００４０】なお、これらの冷延鋼板について耐水素脆
化特性も合わせて調査したが、本発明例は比較例に比し
て、同等以上の耐水素脆化特性を有していることが確認
された。
化特性も合わせて調査したが、本発明例は比較例に比し
て、同等以上の耐水素脆化特性を有していることが確認
された。
【００４１】
【発明の効果】以上のように、本発明による高強度冷延
鋼板は、７８０Ｎ／mm2 以上の引張強さを有しながら、
同時に、高い延性、特に優れた局部伸び（伸びフランジ
性）、更には、高い耐水素脆化特性を有しており、例え
ば、自動車のバンパーやドアの補強部材の軽量化のため
に好適に用いることができる。また、本発明の製造方法
は、上記高延性高強度冷延鋼板の工業的製造方法として
生産性に優れ、好適である。
鋼板は、７８０Ｎ／mm2 以上の引張強さを有しながら、
同時に、高い延性、特に優れた局部伸び（伸びフランジ
性）、更には、高い耐水素脆化特性を有しており、例え
ば、自動車のバンパーやドアの補強部材の軽量化のため
に好適に用いることができる。また、本発明の製造方法
は、上記高延性高強度冷延鋼板の工業的製造方法として
生産性に優れ、好適である。
【図１】実施例にかかる冷延鋼板の低温変態生成物の硬
さと限界穴拡がり率との関係を示すグラフである。
さと限界穴拡がり率との関係を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．３０
％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５
％、Ｐ ：０．００５〜０．１５％、Ｓ ：０．０１％
以下、sol.Ａｌ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１０〜
０．０１００％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、組織が低温変態生成物又は体積率で４０％以上の低
温変態生成物及び残部フェライトからなり、かつ低温変
態生成物の硬さＨVMが 250 ≦ＨVM＜350 +(6Mn +12Si +110P +5Mo +3Cr +100(T
i +Nb) +20V)×3.1 （但し、元素記号は当該元素の鋼中の含有量（重量％）
を示す。）であることを特徴とする高延性高強度冷延鋼
板。 - 【請求項２】 請求項１の成分のほか、更に Ａ群；Ｃｒ：０．０５〜１．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．６％、 Ｂ群；Ｔｉ：０．０１〜０．２％，Ｎｂ：０．０１〜
０．２％，Ｖ：０．０１〜０．２％ の少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有する
請求項１に記載した高延性高強度冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載した成分を有する
鋼をＡr3点以上の仕上温度にて熱間圧延を終了し、４５
０〜７００℃で巻き取り、これを酸洗し、冷間圧延率３
０％以上にて冷間圧延を行った後、Ａc1点以上の加熱温
度にて再結晶焼鈍した後、次いで、強制空冷し、４５０
〜８００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度に
て急冷して焼き入れ、２００〜４５０℃の温度範囲で過
時効処理を施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6246897A JPH10237547A (ja) | 1997-02-27 | 1997-02-27 | 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6246897A JPH10237547A (ja) | 1997-02-27 | 1997-02-27 | 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10237547A true JPH10237547A (ja) | 1998-09-08 |
Family
ID=13201075
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6246897A Pending JPH10237547A (ja) | 1997-02-27 | 1997-02-27 | 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10237547A (ja) |
Cited By (9)
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| US9194015B2 (en) | 2002-08-20 | 2015-11-24 | Kobe Steel, Ltd. | Dual phase steel sheet with good bake-hardening properties |
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-
1997
- 1997-02-27 JP JP6246897A patent/JPH10237547A/ja active Pending
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