WO2003106723A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2003106723A1
WO2003106723A1 PCT/JP2003/007062 JP0307062W WO03106723A1 WO 2003106723 A1 WO2003106723 A1 WO 2003106723A1 JP 0307062 W JP0307062 W JP 0307062W WO 03106723 A1 WO03106723 A1 WO 03106723A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
rolled steel
strength cold
strength
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2003/007062
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
長谷川　浩平
松田　広志
北野　総人
河村　健二
鶴丸　英幸
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2002173669A external-priority patent/JP4265153B2/ja
Priority claimed from JP2002173668A external-priority patent/JP4265152B2/ja
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to US10/485,780 priority Critical patent/US20040238082A1/en
Priority to EP03736017A priority patent/EP1514951B1/en
Priority to DE60335106T priority patent/DE60335106D1/de
Publication of WO2003106723A1 publication Critical patent/WO2003106723A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, which is suitable for mechanical structural members, particularly structural members of automobiles.
  • high-strength cold-rolled steel sheets with a tensile strength of 780MPa or more is being studied from the viewpoint of light weight for improving fuel efficiency and safety for protecting occupants.
  • high-strength cold-rolled steel sheets are inferior in ductility and stretch flangeability as compared with soft cold-rolled steel sheets, so that press forming becomes difficult.
  • the stretch flangeability is a property that indicates the likelihood of cracking of the blank end face when a steel sheet is press-formed, and is evaluated by the hole expansion rate determined by the hole expansion test specified in the Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001-1996. Be valued.
  • JP-B-7-59726, JP-A-2001-226741, JP-A-10-60593 and JP-A-9-263838 disclose that the steel composition and production conditions are optimized to control the metallographic structure. Then, the elongation Lalange nature is the best! : Fig. 1 Koichi Koshin cold steel sheet and its 31 methods are disclosed. More specifically, for example, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-263838, the steel sheet after cold rolling is gradually cooled from the soaking temperature during annealing so that the second phase is uniformly dispersed in the ferrite phase, and then the cooling rate is increased. By adjusting the overaging temperature, the bainite phase is evenly dispersed in the ferrite phase to improve the strength and improve the stretch flangeability.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-355044 discloses that while increasing the strength of a ferrite phase, There is disclosed a high-strength cold-rolled steel sheet in which 2 to 20 retained austenite phases are formed in the light phase to achieve both high-strength elongation and elongation flangeability.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-350038 discloses a method of producing a composite structure type high-strength cold-rolled steel sheet having excellent ductility and elongation flangeability and a tensile strength of about 980 MPa by combining steel components and production conditions. Have been.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-41040 discloses that a steel sheet after cold rolling is annealed in the ⁇ + ⁇ two-phase region, and is maintained in a temperature range from 650 ° C. to a stop temperature of pearlite transformation for 10 seconds or more. Cooling, then cooling to maintain the temperature range from the stop temperature of the perlite transformation to 450 ° C for 5 seconds or less, to produce a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent stretch flangeability. It has been disclosed.
  • Japanese Patent Publication No. 58-55219 and Japanese Patent No. 2545316 disclose a method of producing a high-strength cold-rolled steel sheet by strictly defining the chemical composition range and annealing under specific continuous annealing conditions.
  • Japanese Patent Publication No. Hei 7-68583 describes the mechanical properties by specifying the contents of Si and Mn in steel, reheating conditions before hot rolling, soaking conditions and atmosphere for continuous annealing after cold rolling, etc.
  • a method for producing a two-phase structure type high-strength cold-rolled steel sheet having excellent spot weldability and chemical conversion treatment properties is disclosed.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-30212 discloses that the structure after hot rolling is uniformly refined so that there is no band gap, and the structure after continuous annealing is a structure in which a ferrite phase and a martensite phase are uniformly and finely distributed.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having high ductility and good bendability is disclosed.
  • ⁇ Hei 5-57332 discloses that after a steel containing Si and a relatively large amount of Mn is heated to an austenitic single phase region above the Ac3 transformation point, the low-temperature transformation phase such as ferrite phase and martensite phase is cooled during the cooling process.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a low yield ratio and having a yield ratio of 0.65 or less by forming a composite structure with the same and having excellent surface properties and bendability is disclosed.
  • Japanese Patent Publication No. Hei 1-35051 and Japanese Patent Publication No. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent ductility by controlling a heat temperature, a water quenching start temperature, and an overaging treatment temperature is disclosed.
  • Hei 7-74412 ⁇ Tokuhei 3-68927 discloses that after cold rolling, annealing at a high temperature range reduces the concentration of C and reduces the austenite phase to 5% or less.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability, drawability, and anti-crack resistance has the following problems.
  • an austempering heat treatment is indispensable after homogenization in a continuous annealing step in order to generate a bainite phase, but this heat treatment does not provide stable steel sheet properties. There is a problem.
  • the metal structure is a ferrite phase and a pearlite phase or a ferrite phase and a payinite phase, They have low tensile strength of 400-70 OMPa.
  • JP-A-10-60593, JP-B-58-55219, JP-B-7-68583 and JP-A-2545316 a tensile strength of 400 to 700 MPa cannot be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet having an elongation of 18% or more, a hole expansion ratio of 60 or more, and a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the purpose is mass: C: 0.04-0.10%, Si: 0.5-1.5%, Mn: 1.8-3%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Sol.Al: 0.01-0.1, N: 0.005% or less, the balance can be achieved by a high-strength cold-rolled steel sheet composed of iron and unavoidable impurities and having a substantially metallic structure substantially composed of a ferrite phase and a martensite phase.
  • This high-strength cold-rolled steel sheet is manufactured by hot rolling and then cold rolling a steel slab having the above-described components to produce a steel sheet; and subjecting the cold-rolled steel sheet to 750 ° C to 870 ° C for at least lOsec.
  • Manufacture of high-strength cold-rolled steel sheet comprising: a heating step, a step of cooling the heated steel sheet to 550 to 750, and a step of cooling the cooled steel sheet to 300 ° C or less at a cooling rate exceeding 100 Vsec. It can be realized by the method.
  • the metal structure be substantially a two-phase structure of a ferrite phase and a martensitic phase.
  • C has a significant effect on tensile strength and is an important element for strengthening the martensite phase, which is a quenched structure. If the C content is less than 0.04%, a tensile strength of 780 MPa or more cannot be obtained, and if it exceeds 0.10%, the stretch flangeability and spot weldability are significantly reduced. Therefore, the C content is 0.04 to 0.10%.
  • the amount of C should be 0.04 or more and less than 0.070%; ⁇ , 980 ⁇ > 3 or more and 11801 To obtain a tensile strength of less than ⁇ 3, the C content is more preferably set to 0.070 to 0.10%.
  • Si is effective in increasing the ductility of a dual phase steel sheet of a ferrite phase and a martensite phase. If the Si content is less than 0.5, the effect is not sufficient, and if it exceeds 1.5, a large amount of Si oxide is formed on the steel sheet surface in the hot rolling process, and surface defects occur. Therefore, the amount of Si is assumed to be 0.5 to 1.5. From the viewpoint of chemical conversion property, the amount of Si is desirably 1.0% or less.
  • Mn is an important element for suppressing the formation of ferrite phase in the cooling step of continuous annealing. "rT amount; i.” 8% Leiman Morozou More than 3% —exceeds—exceeds—Slab cracking occurs during unstructured fabrication. Therefore, the amount of Mn is set to 1.8 to 3%. In order to produce a steel sheet stably in the continuous annealing process, the Mn content is desirably 2.0 to 2.5%.
  • P If the P content exceeds 0.02%, the spot weldability deteriorates significantly, so the P content should be 0.02% or less.
  • S If the S content exceeds 0.01, the spot weldability deteriorates significantly, so the S content should be 0.01 or less.
  • Sol.Al A1 is added to deoxidize and precipitate N as A1N. If the amount of Sol.Al is less than SO.01, deoxidation and precipitation of A1N will not be sufficiently performed, and if it exceeds 0.1, the effect will be saturated and the cost will increase. Therefore, the amount of 301.1 should be 0.01-0.1%.
  • N Since N deteriorates the formability of the steel sheet, it is desirable that N be as small as possible. However, if it is reduced more than necessary, the cost of refining increases. Therefore, the N content is set to 0.005% or less which does not substantially impair the formability.
  • the structure can be easily adjusted during continuous annealing, and carbides and nitrides are formed in the steel during the hot and cold rolling process. This has the effect of suppressing the coarsening of the crystal grains and improving the stretch flangeability. If the content of each element is less than the lower limit, such effects are not sufficient, and if the content exceeds the upper limit, ductility is inferior.
  • the metal structure consists essentially of two phases, a ferrite phase and a martensite phase.
  • the bainite phase and the austenite phase each containing iron as a main constituent element do not impair the effects of the present invention as long as the volume fraction is less than 2%.
  • Cementite which is a compound containing iron, may be contained in the ferrite, in the martensite phase, or at the interface between the ferrite phase and the martensite phase. It should be noted that the compounds such as A1N and MnS have almost no effect of the present invention as long as the component elements and the impurity elements are within the scope of the present invention.
  • the tensile strength is in the range of 780 MPa to less than 980 MPa, and if the volume ratio is 45 to 60, the tensile strength is in the range of 980 to 1180 MPa. can get.
  • tempering treatment of the martensite phase can be performed as appropriate within a range in which the desired strength is achieved.
  • a slab composed of the above components is produced by a continuous production method or an ingot-sufficient lump method, and is reheated or subjected to direct rolling.
  • the final rolling temperature (finish temperature) in hot rolling is desirably 870 ° C or higher at the Ar3 transformation point or higher in order to improve the ductility and the stretch flangeability by miniaturizing the thread.
  • the hot-rolled steel sheet is wound after cooling, but the winding temperature is desirably 620 ° C or less to improve ductility and stretch flangeability.
  • the cold rolling reduction is desirably 55 or more in order to improve ductility and stretch flangeability by refining the structure.
  • the steel sheet after cold rolling is annealed in a continuous annealing furnace under the following conditions.
  • the heating temperature is lower than 750 ° C, a sufficient amount of austenite phase is not generated, so that high strength cannot be achieved. . If the caloric heat time is less than 10 sec, the austenite phase is not sufficiently formed, and the strength cannot be increased.
  • the cooling end temperature is lower than 550 ° C, the volume ratio of the ferrite phase becomes too high, resulting in insufficient strength. If it exceeds 750 ° C, the subsequent rapid cooling deteriorates ductility and deteriorates the flatness of the steel sheet.
  • the cooling rate at this time is adjusted so that the volume ratio of the austenite phase can be adjusted to 30 to 45% or 45 to 60% in the range of 550 to 750 ° C depending on the components, that is, the martensite phase It is desirable that the temperature be 20 ° C / sec or less so that the volume ratio of the mixture can be adjusted to 30 to 45% or 45 to 60%.
  • cooling end Beyond cooling rate 100 ° C / sec, 100 ° / sec under situ baked cooling end temperature: 300 ° C or less first cooling speed one time; NOTE ⁇ 7 becomes, can not be ensured high strength. It is desirable to rapidly cool at a cooling rate of 500 ° C / sec or more in order to stably achieve high strength. If the cooling end temperature exceeds 300 ° C, a bainite phase is formed or an austenite phase remains, and the stretch flangeability deteriorates. In order to stably obtain excellent elongation flangeability, it is desirable that the cooling end be 100 ° C or less.
  • tempering treatment After quenching, hold at the cooling end temperature for 5 to 20 minutes or temper at 150 to 390 ° C for 5 to 20 minutes. May be performed.
  • the tempering temperature is 150. If the temperature is less than C or the tempering time is less than 5 minutes, such effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the tempering temperature exceeds 390 ° C or the tempering time exceeds 20 minutes, the strength is remarkably reduced, and a tensile strength of 780 MPa or more cannot be obtained.
  • the obtained steel sheet is pre-tempered rolling at a rolling reduction of 0.1 to 0.7 to completely eliminate the yield elongation.
  • the steel sheet of the present invention can be subjected to electroplating or hot-dip galvanization, or can be coated with a solid lubricant.
  • Example 1
  • the temperature was gradually cooled to 700 by using, and the temperature was rapidly cooled in jet water at a temperature of 7 ° C and 20 ° C.
  • the rapid cooling rate was about 2000 ° C / sec.
  • tempering treatment was performed at 300 ° C for 15 minutes, and after cooling, temper rolling of 0.3% was performed to produce steel sheets Nos. 1 to 10. Then, the tensile property values and the hole expansion ratio ( ⁇ ) of the steel sheets No. l to 10 were measured.
  • JISZ2201 JISZ 224 1 rows test according to Rere, yield strength (YP), tensile strength (TS), Shin t (Ei) was determined:
  • the hole expansion ratio was determined by conducting a test in accordance with the evaluation method for stretch flangeability of the Iron and Steel Federation Standard (JFST1001-1996).
  • the target values of the present invention are TS ⁇ 780 MPa, ⁇ 1 ⁇ 18%, and ⁇ 60%.
  • steel sheet Nos. 2, 3, 4, 9, and 10 which are examples of the invention, TS ⁇ 780MPa, El ⁇ 18%, ⁇ 60%, indicating high strength and excellent ductility and stretch flangeability.
  • steel sheet No. 1 which is a comparative example, has a low TS due to a low C content
  • steel sheet No. 5 has a high C content
  • a low Mn content has a significantly low L
  • steel sheet No. 6 has a low Si content. Therefore, L is low, and steel plate No. 7 has low Mn content and TS; L is low, and steel plate No. 8 has high Mn content and low El.
  • Example 1 Using a slab of steel No. 2 shown in Table 1, cold rolling was performed under the same conditions as in Example 1, and continuous annealing and tempering were performed under the conditions shown in Table 3. Finally, in the same manner as in Example 1, a temper rolling of 0.3 was performed to produce steel sheets Nos. A to H. Then, the same tests as in Example 1 were performed on steel sheets No. A to H.
  • the steel sheets Nos. E, G, and H which are examples of the invention, all have TS ⁇ 780 MPa, 1 ⁇ 18%, and ⁇ ⁇ 60, indicating that they have high strength and are excellent in ductility and stretch flangeability.
  • the steel sheet No. ⁇ ⁇ as a comparative example has a low TS and L due to a high heating temperature. This is probably because the metal structure mainly composed of the martensite phase was coarse.
  • Steel plate No. C has low TS and ⁇ due to short heating time. This is presumably because the austenite phase was not sufficiently generated during heating, and a martensite phase with a sufficient volume fraction was not obtained after quenching.
  • steel sheet Nos. 1, 2, 3, 8, and 9 which are examples of the invention, TS ⁇ 780MPa, El ⁇ 18% ⁇ ⁇ 60%, high strength, excellent ductility and excellent stretchability. I understand.
  • steel sheet No. 4 which is a comparative example, has a high C content and therefore has low E1 and L
  • steel plate No. 5 has a high C content
  • a low Mn content has a significantly low L
  • steel plate No. 6 has a low Si content.
  • L is low because I is low
  • steel sheet No. has high Mn content!
  • Example 1 Using a slab of steel No. 3 shown in Table 5, cold rolling was performed under the same conditions as in Example 1, and continuous annealing and tempering were performed under the conditions shown in Table 7. Finally, in the same manner as in Example 1, 0.3% temper rolling was performed to produce steel sheets Nos. A to J. Then, the same test as in Example 1 was performed for the steel sheets No. A to J.
  • the slip deviation is TS ⁇ 780MPa, ⁇ 1 ⁇ 18% ⁇ ⁇ ⁇ 60%, which means that they have high strength and excellent ductility and stretch flangeability. Understand.
  • the steel sheet No. ⁇ which is a comparative example, has a low E1 due to a low heating temperature.
  • Steel plate No. C has a low heating temperature, so I is low. This is probably because the metal structure mainly composed of the martensite phase became coarse.
  • Steel plate No. D is low because the heating time is short. This is presumably because the austenite phase was not sufficiently formed during heating, and the martensite phase with sufficient volume fraction was not obtained after quenching.
  • Steel sheet No. E has a low E1 due to the high annealing end temperature.
  • Steel sheet No. F has low TS and L due to low annealing temperature. This is probably because the ferrite phase was formed during slow cooling and the volume fraction of the martensite phase after quenching was reduced.
  • TS and ⁇ are low because the rapid cooling rate is low and the rapid cooling end is high.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本発明は、mass%で、C: 0.04～0.10%、Si: 0.5～1.5%、Mn: 1.8～3%、P: 0.02%以下、S: 0.01%以下、Sol.Al: 0.01～0.1%、N: 0.005%以下、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ金属組織が実質的にフェライト相とマルテンサイト相からなる高強度冷延鋼板を提供する。本発明の高強度冷延鋼板は、伸びが18%以上の延性と穴広げ率が60%以上の伸び優れたフランジ性を有し、かつ引張強度が780MPa以上であるので、自動車の構造部材に好適である。　　

Description

明細書 高強度冷延鋼板およびその製造方法 技術分野 本発明は、 機械構造部材、 特に自動車の構造部材に好適な引張強度が 780MPa 以上の高強度冷延鋼板おょぴその製造方法に関する。
自動車の構造部材には、 燃費向上のための軽量ィ匕および乗員保護のための安全 性の観点から、 引張強度が 780MPa以上の高強度冷延鋼板の使用が検討されてい る。 しかし、 こうした高強度冷延鋼板は、 軟質冷延鋼板と比較して延性および伸 ぴフランジ性が劣るため、 プレス成形が困難になる。 ここで、 伸ぴフランジ性と は、 鋼板をプレス成形したときにブランク端面の割れの起こり難さを示す特性で、 日本鉄鋼連盟規格 JFST1001-1996に定められた穴拡げ試験による穴広げ率で評 価される。
従来から、 以下に示すような高強度冷延鋼板の伸ぴフランジ性の改善に関する 方法が開示されている。
特公平 7- 59726号公報、 特開 2001- 226741号公報、 特開平 10- 60593号公報 およぴ特開平 9- 263838号公報には、 鋼成分と製造条件を最適化して金属組織を 一制御し、—伸びラランジ性め向一上！:図一つ こ高一強虔冷 鋼板お びその製 31方法力開 示されている。 より具体的には、 例えば特開平 9 - 263838号公報では、 冷間圧延 後の鋼板を焼鈍時に均熱温度から徐冷して、 フェライト相中に第 2相を均一分散 させた後、 冷却速度と過時効温度を調整してフェライト相中にべィナイト相を主 体に均一分散させて高強度化と伸ぴフランジ性の改善を図つている。
特開 2001 - 355044号公報には、 フェライト相を高強度化するとともに、 フエ ライト相中に 2〜20 の残留オーステナイト相を形成させて高強度ィヒと伸ぴフラン ジ性の両立を図った高強度冷延鋼板が開示されている。
特開平 11- 350038号公報には、 鋼成分と製造条件を組み合わて、 延性と伸ぴフ ランジ成形性に優れ、 引張強度が約 980MPaの複合組織型高強度冷延鋼板を製造 する方法が開示されている。
特開平 9- 41040号公報には、 冷間圧延後の鋼板を α + γの 2相域で焼鈍を行い、 650°Cからパーライト変態の停止温度までの温度範囲に 10秒以上保持するように 冷却し、 その後パ一ライト変態の停止温度から 450°Cまでの温度範隨こ 5秒以下保 持するように冷却して、 伸ぴフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法 が開示されている。
その他、 伸ぴフランジ性については言及されてないが、 成形性などの向上を目 的とした高強度冷延鋼板に関する以下のような技術も開示されている。
特公昭 58- 55219号公報や特許 2545316号公報には、 化学成分範囲をより厳格 に規定し、 特定の連続焼鈍条件で焼鈍して高強度冷延鋼板を製造する方法が開示 されている。
平 7- 68583号公報には、 鋼の Si、 Mnの含有量、 熱間圧延前の再加熱条 件、 冷間圧延後の連続焼鈍の均熱条件および雰囲気などを特定して、 機械的特性、 スポット溶接性および化成処理性に優れた 2相組織型高強度冷延鋼板を製造する 方法が開示されている。
平 8- 30212号公報には、 熱間圧延後の組織をバンド膽がないように均一 微細化し、 連続焼鈍後の組織をフェライト相とマルテンサイト相が均一微細に分 布した組織とすることにより、 高延性と良好な曲げ性を有する高強度冷延鋼板を 造ずる方法—が—開示き； ー、る—。
^平 5- 57332号公報には、 Siと比較的多量の Mnを含有した鋼を Ac3変態点以 上のオーステナイト単相域に加熱後、 冷却過程でフェライト相とマルテンサイト 相などの低温変態相との複合組織を形成させ表面性状と曲げ性に優れ、 降伏比が 0 . 65以下の低降伏比型高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
平 1-35051号公報おょぴ特公平 1-35052号公報には、 連織宪鈍における加 熱温度、 水焼入れ開始温度、 過時効処理温度を制御して延性に優れた高強度冷延 鋼板を製造する方法が開示されている。
^平 7- 74412号公報ゃ特公平 3- 68927号公報には、 冷間圧延後、 高温域で焼 鈍を行うことによって、 C量の濃化を少なくして、 オーステナイト相を 5%以下に することにより、 曲げ性、 絞り加工性、 耐置き割れ性に優れた高強度冷延鋼板を 製造する方法が開示されている。 しかしながら、 上記した従来技術には以下のような問題点がある。
特公平 7- 59726号公報の技術では、 350°C以上の高温の過時効処理が必須であ り、 高温の過時効処理による引張強度の低下を捕償するため、 強化元素である C を多量に添加している（表 1の発明鋼 9、 10、 13では、 引張強度 980MPa以上の特 性を出すために 0 . 17%以上添加されている）。 そのため、 自動車組み立て時にス ポット溶接されると、 スポット溶接部の靭性が劣化し、 接合強度が低下してしま う。 また、 過時効処理?贿が高いため、 製造におけるエネルギーコストが増大し、 生産性が低下する。 さらに、 引張強度 980MPa以上の時、 穴拡げ率は 56 （表 1の 発明鋼 9 )と低く、 伸ぴフランジ性が不充分である。
特開 2001- 226741号公報の技術では、 べィナイト相を生成させるために、 連 続焼鈍工程で均 持後にオーステンパー熱処理が必須であるが、 この熱処理に より安定した鋼板の特性が得られないという問題がある。
特開 2001 - 355044号公報の技術では、 残留オーステナイト相を残留させるた め、 ベイナイト相の生成が必須となり、 強度が低下する。 実施例に示されている 引張強度は 600〜800MPaと低く、 安定して 780MPa以上の引張強度が得られない。 強度を上 るため は T C―、 Si, Mn¾多量 添力]]す—る宓要 ¾ 、 溶接性 ¾—、 の劣化を招く。
特開平 11- 350038号公報の技術では、 C量が 0 . 10〜 15 と高いため、 伸ぴフ ランジ性ゃスポット溶接部の靭性が劣、化する。
特開平 9 -41040号公報ゃ特開平 9 -263838号公報の技術では、 金属組織がフェ ライト相とパーライト相あるいはフェライト相とペイナイト相であるため、 いず れも引張強度は 400〜70 OMPaで低レ、。
特開平 10- 60593号公報、 特公昭 58- 55219号公報、 特公平 7- 68583号公報お ょぴ特許 2545316号公報では、 400〜700MPaの引張強度し力得られない。
特公平 1-35051号公報、 特公平 1-35052号公報、 特公平 3- 68927号公報、 特 公平 8- 30212号公報、 特公平 5- 57332号公報おょぴ特公平 7— 74412号公報の技 術では、 安定して優れた伸ぴフランジ性が得られない。 発明の開示 本発明の目的は、 18%以上の伸ぴ、 60 以上の穴広げ率、 かつ 780MPa以上の引 張強度を有する高強度冷延鋼板おょぴその製造方法を することにある。 この目的は、 mass で、 C: 0.04〜0.10%、 Si: 0.5〜1.5%、 Mn: 1.8〜3%、 P: 0.02%以下、 S: 0.01%以下、 Sol.Al: 0.01〜0.1 、 N: 0.005%以下、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 カゝっ金属組織が実質的にフェライト相 とマルテンサイト相からなる高強度冷延鋼板によつて達成できる。
また、 この高強度冷延鋼板は、 上記の成分を有する鋼スラブを熱間圧延後冷間 圧延して鋼板を製造する工程と、 冷間圧延後の鋼板を 750〜870°Cで lOsec以上 カロ熱する工程と、 加熱後の鋼板を 550〜750 まで冷却する工程と、 冷却後の鋼 板を lOO Vsecを超える冷却速度で 300°C以下まで冷却する工程とを有する高強 度冷延鋼板の製造方法により実現できる。
¾l を実施す ^ 形態
780MPa以上の引張強度を有する高強度鋼板には、 金属組織を実質的にフェラ イト相とマルテンサイト相の 2相組織とする必要があるが、 それには、 前述した ように、 C量を高くしなければならず、 伸ぴフランジ性、 スポット溶接性、 さら には化成処理性が低下する 0 そこで、 本宪明者等は、 C量を低くしても 780MPa以上の引張強度を有し、 かつ 伸びが 18 以上の優れた延性おょぴ穴広げ率が 60%以上の優れた伸ぴフランジ性 の得られる鋼板について検討を行ったところ、 mass で、 C: 0.04〜0.10%、 Si: 0.5〜1.5%、 Mn: 1.8〜3%、 P: 0.02 以下、 S: 0.01%以下、 Sol.Al: 0·01〜0·1%、 Ν: 0.005%以下、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 かつ 金属組織が実質的にフェライト相とマルテンサイト相からなる鋼板によって実現 できることを見出した。
以下に、 本発明の詳細を説明する。
1) 成分
C: Cは引張強度に大きな影響を与え、 焼き入れ組織であるマルテンサイト相を 強化するための重要な元素である。 C量が 0.04%未満では、 780MPa以上の引張強 度が得られず、 0.10%を超えると伸ぴフランジ性およぴスポット溶接性が著しく 低下する。 したがって、 C量は 0.04〜0.10%とする。 なお、 伸ぴフランジ性ゃス ポット溶接性を損なうことなく、 780MPa以上 980MPa未満の引張強度を得るには C量を 0.04も以上 0.070%未満とすること;^、 また、 980^>3以上11801^3未満の 引張強度を得るには C量を 0.070〜0.10%とすることがより好ましい。
Si: Siはフェライト相とマルテンサイト相の 2相組織型鋼板の延性を高めるた めに有効である。 Si量が 0.5 未満ではその効果が十分でなく、 1.5 を超えると 熱間圧延工程で鋼板表面に Si酸化物が多量に形成され表面欠陥が発生する。 した がって、 Si量は 0.5〜1.5もとする。 なお、 化成処理性の観点から、 Si量は 1.0% 以下であることが望ましい。
Mn: Mnは連続焼鈍の冷却工程でフェライト相の生成を抑制するために重要な 元素 あ 。" rT量; i ."8%耒満 ほぞ 縣お十—分— 3%—を—超え—る— 違繞籙 造時にスラブ割れが発生する。 したがって、 Mn量は 1.8〜3%とする。 なお、 連続 焼鈍工程で安定して鋼板を製造するために、 Mn量は 2.0〜2.5%であることが望ま しい。
P: P量が 0.02%を超えるとスポット溶接性が著しく劣化するので、 P量は 0.02%以下とする。 S: S量が 0.01 を超えるとスポット溶接性が著しく劣化するので、 S量は 0.01 以下とする。
Sol.Al: A1は脱酸や Nを A1Nとして析出させるために添加される。 Sol.Al量 力 SO .01も未満では脱酸や A1Nの析出が十分に行われなく、 0.1もを超えると効果が 飽和しコスト増を招く。 したがって、 301. 1量は0.01〜0.1%とする。
N： Nは鋼板の成形性を劣ィヒさせるので、 可能な限り少ないことが望ましレ、が、 必要以上に低減すると精鍊コストが上昇する。 したがって、 N量は実質的に成形 性を阻害しない 0.005%以下とする。
上述した元素にカ卩えて、 さらに、 Cr: 0.01〜1.0 、 Mo: 0.01〜0.5 、 B: 0.0001〜0.0020 、 i: 0.001〜0.05%、 Nb: 0.001〜0.05 、 V： 0.001〜 0.05¾、 Zr: 0.001〜0.05%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有させ ると、 連続焼鈍時の組織調整が容易となったり、 铸造ゃ熱間圧延工程で鋼中に炭 化物、 窒化物が形成されて結晶粒の粗大ィ匕を抑制し、 伸ぴフランジ性を向上させ る効果がある。 それぞれ元素の下限 満の含有量ではこうした効果が十分でな く、 上限値を超える含有量では延性の劣ィ匕を招く。
2) 金属繊
金属組織は、 実質的にフェライト相とマルテンサイト相の 2相からなる。 上記 2 相以外に、 鉄を主構成元素とするべィナイト相ゃオーステナイト相は、 それぞれ 体積率で 2%未満であれば、 本発明の効果を損なうことはない。 また、 鉄を含有す る化合物であるセメンタイトなどはフェライトネ目中、 マルテンサイト相中、 ある いはフェライト相とマルテンサイト相の界面に含まれてもよい。 なお、 A1N、 MnSなどの化合物は、 成分元素や不純物元素が本発明範囲内であれば、 本発明の 効果 摄な—うごとほない。
マルテンサイ ト相の体積率を、 30〜45 とすれば引張強度が 780MPa以上 980MPa未満の範囲で、 また 45〜60もとすれば引張強度が 980〜1180MPaの範囲 でより優れた伸ぴフランジ性が得られる。
なお、 所望の強度が達成される範囲で、 適宜マルテンサイト相の焼戻し処理を 行うこともできる。 3 ) 製造方法
まず、 上記の成分よりなるスラブを連続铸造法または造塊十分塊法で製造し、 再加熱後、 あるいは直 ¾ ¾間圧延を行う。 熱間圧延における最終圧延温度（仕上 温度）は、 糸慮を微細化して延性ゃ伸ぴフランジ性を向上させるため Ar3変態点以 上 870°C以下が望ましい。 熱間圧延された鋼板は冷却後卷き取られるが、 延性や 伸ぴフランジ性を向上させるため卷取温度は 620°C以下が望ましい。
次いで、 冷間圧延して所望の板厚とする。 このとき、 冷間圧延率は組織微細化 により延性ゃ伸ぴフランジ性を向上させるために 55 以上が望ましい。
最後に、 冷間圧延後の鋼板を連続焼鈍炉によつて以下条件で焼鈍する。
i) カロ熱： 750〜870。Cで l Osec以上
加熱温度が 750°C未満では十分な量のオーステナイト相が生成しないため高強 度化を図れず、 870°Cを超えるとオーステナイト単相化し組織が粗大化するため 延性ゃ伸ぴフランジ性が劣化する。 また、 カロ熱時間は lOsec未満ではオーステナ ィト相が十分に生成せず、 高強度化が図れない。
ii) —次冷却 (徐冷）：冷却終了温度 550〜750°C
冷却終了温度が 550°C未満ではフェライト相の体積率が高くなりすぎて強度が 不足し、 750°C超えでは次に行う急冷により延性が劣化するばかり力鋼板の平坦 性が劣ィ匕する。 このときの冷却速度は、 成分に応じて 550〜750°Cの範囲でォー ステナイト相の体積率を 30〜45%あるいは 45〜60 に調整できるように、 すなわ ち最終的にマルテンサイト相の体積率を 30〜45%あるいは 45〜60%に調整できる ように、 20°C/sec以下であることが望ましい。
iii ) 二次冷却（急冷）：冷却速度 100°C/sec超え、 冷却終了温度 300°C以下 一冷却速一度が 100° /sec 下 ば焼き; 干^ 7となり、 高強度化が図れない。 安定して高強度ィ匕を図るには 500°C/sec以上の冷却速度で急冷することが望まし レ、。 また、 冷却終了温度が 300°Cを超えるとべイナイト相が生成したり、 オース テナイト相が残留して、 伸ぴフランジ性が劣化する。 安定して優れた伸ぴフラン ジ性を得るには、 冷却終了 を 100°C以下にすることが望ましい。
急冷後は、 冷却終了温度で 5〜20分保持したり、 150〜390°Cで 5〜20分の焼戻 し処理を行つてもよい。 この焼戻し処理により、 急冷で生成したマルテンサイト 相は焼戻しされ、 延性およぴ伸ぴフランジ性が向上する。 なお、 焼戻し温度が 150。C未満であったり、 焼戻し時間が 5分未満では、 十分にこうした効果が得られ ない。 一方、 焼戻し温度力 390°Cを超えたり、 焼戻し時間が 20分を超えると強度 低下が顕著となり、 780MPa以上の引張強度が得られない がある。
さらに、 得られた鋼板に圧延率 0 . 1〜0 . 7 の調質圧延を行い、 降伏伸ぴを完全 になくすことが好ましい。
なお、 本発明の鋼板には電気めつきや溶融亜鉛めつきを施したり、 固形潤滑材 などを、塗布することができる。 実施例 1
表 1の成分を有する鋼 No . 1〜： L0のスラブを錶造後、 1250°Cで再加熱して約 860 °Cの仕上温度で熱間圧延し、 約 20 C/ secで徐冷し、 600でで 1時間の卷き取りを シミュレートして、 板厚 2 . 8mmの熱延鋼板を製造した。 次いで、 冷間圧延し、 板 厚 1 . 2画の冷延鋼板を製造し、 連続焼鈍をシミュレートした熱処理を実施した。 連続焼鈍は、 約 20°C/secの加熱速度で昇温し、 830°Cで 300secカロ熱し、 約 10°C / 36。で700でまで徐冷し、 7温 20°Cの噴流水中で急冷する条件で行った。 急冷の 冷却速度は約 2000°C/secであった。 最後に、 300°Cで 15分間の焼戻し処理を行 い、 冷却後 0 . 3%の調質圧延を行い鋼板 No . 1〜10を製造した。 そして、 鋼板 No . l 〜10について、 引張特性値や穴広げ率 ( λ )を測定した。
引張特性値については、 JIS5号試験片 (JISZ2201 )を圧延方向と直角方向に沿 つて採取し、 JISZ2241に準拠して試験を行レヽ、 降伏強度（YP)、 引張強度（TS)、 伸 t (Ei)を求めた：
穴広げ率は、 鉄鋼連盟規格 (JFST1001-1996 )の伸ぴフランジ性の評価方法に 準拠して試験を行い、 求めた。
本発明の目標値 ίま、 TS≥780MPa, Ε1≥18%, λ≥60%である。
結果を表 2に示す。
発明例である鋼板 No . 2、 3、 4、 9、 10では、 いずれも TS≥780MPa、 El≥18%、 λ≥60%であり、 高強度で、 延性ゃ伸ぴフランジ性に優れていることがわかる。 一方、 比較例である鋼板 No . 1は C量が低いため TSが低く、 鋼板 No · 5は C量が高 く、 Mn量が低いため Lが著しく低く、 鋼板 No . 6は Si量が低いため； Lが低く、 鋼 板 No . 7は Mn量が低いため TSと； Lが低く、 鋼板 No . 8は Mn量が高いため Elが低い。
o
表 1
o
鋼 ί "f匕^^^" (mass%) 備考
No. C Si Mn ； P S Sol.Al N B Cr Mo Ti Nb V Zr
1 0.032 1.1 2.3 0.012 0.004 0.030 0.003 <0.0001 ぐ 0.001 <0.001 く 0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001 <0.001比較例
2 0.054 1.0 2.3 0|.015 0.002 0.030 0.003 <0.0001 く 0.001 <0.001 く 0.001 く 0.001 <0.001 く 0.001発明例
3 0.065 1.4 2.1 0.010 0.003 0.030 0.003 <0.0001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001発明例
4 0.081 0.8 •2.0 0.006 0.001 0.030 0.003 <0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001発明例
5 0.112 0.9 1.3 0'.008 0.007 0.030 0.003 ぐ 0.0001 ぐ 0.001 <0.001 ぐ 0.001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001比較例
6 0.062 2.1 0'.014 0.006 0.030 0.003 <0.0001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001 く 0.001 <0.001 <0.001比較例 フ 0.068 0.9 1.5 Ot.012 0.003 0.030 0.003 ぐ 0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001比較例
8 0.045 1.2 3.6 0,.010 0.002 0.030 0.003 く 0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001 <0.001比較例
9 0.058 0.9 1.9 Ο,.ΟΙΟ 0.001 0.030 0.003 0.0010 0.020 <0.001 く 0.001 <0.001 ぐ 0.001 <0.001発明例
10 0.045 0.8 2.0 0.010 0.003 0.030 0.003 ぐ 0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001発明例
o o
o
CM
Figure imgf000012_0001
実施例 2
表 1に示す鋼 No . 2のスラブを用いて、 実施例 1と同様な条件で冷間圧延まで行 い、 表 3に示す条件で連続焼鈍および焼戻し処理を行った。 最後に、 実施例 1と同 様に、 0 . 3 の調質圧延を行い鋼板 No . A~Hを製造した。 そして、 鋼板 No . A〜Hに ついて、 実施例 1と同様な試験を行った。
結果を表4に示す。
発明例である鋼板 Noム E、 G、 Hでは、 いずれも TS≥780MPa、 Ε1≥18%, λ ≥60 であり、 高強度で、 延性ゃ伸ぴフランジ性に優れていることがわかる。 一方、 比較例である鋼板 No . Βは加熱温度が高いため TSと Lが低い。 これはマ ルテンサイト相を主体とする金属組織が粗大ィヒしたためと考えられる。 鋼板 No . C は加熱時間が短いため TSと λが低い。 これは加熱中に十分オーステナイト相が生 成せず、 急冷後に十分な体積率のマルテンサイト相が得られなかったためと考え られる。 鋼板 No . Dは徐冷終了温度が低いため TSと； Iが低い。 これは徐冷中にフ ェライト相が生成し、 急冷後のマルテンサイト相の体積率が減少したためと考え られる。 鋼板 No . Fは急冷却速度が低く急冷終了温度が高いため TSと λが低い。
加熱 加熱 徐冷却 徐冷終了 急冷終了 焼戻し 焼戻し 鋼板 鋼- >温度 時間 速度 速度 時間 備考
No. o. (°C) (sec) (°C/sec) c) (°C/sec) (°C) CO) (sec)
A 2 : 830 150 5.0 680 2000 40 発明例
B 2 890 200 5.7 720 2000 40 比較例
C 2 830 5 4.7 690 2000 40 比較例
D 2 1 830 120 10.0 530 2000 40 比較例
E 2 ' 830 300 6.0 650 300 200 発明例
F 2 i 840 160 3.8 フ 25 30 400 比較例
G 2 , 850 60 5.7 680 2000 40 200 15 発明例
H 2 , 830 150 5.0 680 2000 40 300 15 発明例
鋼板 マルテンサイト 引張特性値 穴広げ率 備考
No . 体積率（ ） YP (MPa) TS (MPa) El ( ） λ (%)
A 39 492 820 23.2 83 発明例
B 29 450 750 25.3 30 比較例
C 25 438 730 • 45 比較例
D 24 432 720 •26.4 50 比較例
E 44 510 850 99 発明例
F 20 390 650 29.2 55 比較例
G 39 516 860 22.1 85 発明例
H 42 504 840
Figure imgf000015_0001
92 発明例 o
cr
実施例 3
表 5の成分を有する鋼 No . 1〜9のスラプを铸造後、 実施例 1と同様な条件で熱間 圧延、 冷間圧延、 連続焼鈍、 調質圧延を行い、 鋼板 N。. l〜9を製造した。 そして、 実施例 1と同様に、 降伏強度（YP)、 引張強度（TS)、 伸ぴ（El)、 穴広げ率（λ )を 測定した。
結果を表 6に示す。
発明例である鋼板 No . 1、 2、 3、 8、 9では、 いずれも TS≥780MPa、 El≥18%^ ≥60%であり、 高強度で、 延性ゃ伸ぴフランジ性に優れていることがわかる。 一方、 比較例である鋼板 No . 4は C量が高いため E1と Lが低く、 鋼板 No . 5は C量 が高く、 Mn量が低いため Lが著しく低く、 鋼板 No . 6は Si量が低いため； Iが低く、 鋼板 No .つは Mn量が高!/、ため E1と； Lが低レヽ。
o
表 5
鋼 化学成分 （mass ） 備考
No . C Si Mn P s Sol.Al N B Cr Mo Ti Nb V Zr
1 0.065 1.1 2.3 0.012 0.004 0.030 0.003 ぐ 0.0001 <0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001発明例
2 0.073 1.0 2.3 0.015 0.002 0.030 0.003 <0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 ぐ 0.001発明例
3 0.095 1.4 2.1 0.010 0.003 0.030 0.003 <0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 く 0.001 く 0.001発明例
4 0.112 0.8 2.0 q.006 0.001 0.030 0.003 <0.0001 く 0.001 <0.001 く 0.001 ぐ 0.001 <0.001 <0.001比較例
5 0.134 0.9 1.3 0.008 0.007 0.030 0.003 ぐ 0.0001 <0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001 ぐ 0.001 く 0.001 <0.001比較例
6 0.081 2.1 0.014 0.006 0.030 0.003 <0.0001 <0.001 <0.001 く 0.001 <0.001 ぐ 0.001 <0.001比較例
7 0.078 1.2 3.6 0.010 0.002 0.030 0.003 ぐ 0.0001 ぐ 0.001 <0.001 <0.001 <o.ooi く 0.001 <0.001比較例
8 0.083 0.9 1.9 0.010 0.001 0.030 0.003 0.0010 0.020 ぐ 0.001 ぐ 0.001 <0.001 ON ぐ 0.001 ぐ 0.001発明例
9 0.088 0.8 2.0 0.010 0.003 0.030 0.003 <0.0001 ぐ 0.001 <0.001 <0.001 <0.001発明例
o
o
o
t
鋼板 鋼 マプレテンサイ卜 引張特性値 穴広げ率 備考
No. No. 体積率（ ） YP (MPa) TS (MPa) El(%) λ (%)
1 1 50 696 870 21.8 61 発明例
2 2 55 808 1010 70 発明例
3 3 51 816 1020 18.6 65 発明例
4 4 56 1000 1250 15.2 35 比較例
5 5 32 792+ 990 30 比較例
6 6 46 744 930 45 比較例
7 7 80 1024 1280 13.2 55 比較例
8 8 47 808 1010 73 発明例
9 9 53 800 1000 71 発明例 o
実施例 4
表 5に示す鋼 No . 3のスラブを用いて、 実施例 1と同様な条件で冷間圧延まで行 い、 表 7に示す条件で連続焼鈍および焼戻し処理を行った。 最後に、 実施例 1と同 様に、 0 . 3%の調質圧延を行い鋼板 No . A〜Jを製造した。 そして、 鋼板 No . A〜Jに ついて、 実施例 1と同様な試験を行つた。
結果を表 8に示す。
発明例である鋼板 No . B、 G、 ェ、 Jでは、 レヽずれも TS≥780MPa、 Ε1≥18%^ λ ≥60%であり、 高強度で、 延性や伸びフランジ性に優れていることがわかる。 一方、 比較例である鋼板 No . Αは加熱温度が低いため E1が低い。 鋼板 No . Cは加 熱温度が高いため Iが低い。 これはマルテンサイト相を主体とする金属組織が粗 大化したためと考えられる。 鋼板 No . Dは加熱時間が短いため が低い。 これは加 熱中に十分オーステナイト相が生成せず、 急冷後に十分な体積率のマルテンサイ ト相が得られなかったためと考えられる。 鋼板 No . Eは徐冷終了温度が高 ヽため E1が低い。 鋼板 No . Fは徐冷終了温度が低いため TSと Lが低い。 これは徐冷中に フェライト相が生成し、 急冷後のマルテンサイト相の体積率が減少したためと考 えられる。 鋼板 No . Fは急冷却速度が低く急冷終了 が高いため TSと λが低い。
表 7
j
加熱 加熱 徐冷却 徐冷終了 急冷却 急冷終了 焼民し 焼戻し
Mis 鋼 時間 度 /皿 F&=
ϋ& 凍麼 /皿 1 時間 備者
No. No. (°C) (sec) (°C/sec) (°C) (°C/sec) CO (°C) (sec)
A 3 740 300 3.0 650 2000 40 比較例
B '3 830 150 5.0 680 2000 40 発明例
C '3 890 200 5.7 720 2000 40 比較例
D 13 830 5 4.フ 690 2000 40 比較例
E · :3 830 270 1.7 780 2000 40 比較例
F |3 830 120 10.0 530 2000 40 比較例
G 3 830 300 6.0 650 300 200 発明例
H 3 840 160 3.8 725 30 400 比較例
I ,3 850 60 5.7 680 2000 40 200 15 発明例
J 3 830 150 5.0 680 2000 40 300 15 発明例
Figure imgf000021_0001

Claims

請求の範囲
1. mass で、 C: 0.04〜0.10 、 Si: 0.5〜1.5%、 Mn: 1.8〜3 、 P: 0.02 以下、 S: 0.01も以下、 Sol.Al: 0.01〜0.1 、 N: 0.005%以下、 残部 が鉄および不可避的不純物からなり、 かつ金属組織が実質的にフェライト相とマ ルテンサイト相からなる高強度冷延鋼板。
2. mass で、 C: 0.04%以上 0.070%未満であり、 780MPa以上980MPa未満の 引張強度を有する請求の範囲 1の高強度冷延鋼板。
3. mass¾で、 C: 0.070〜0.10%であり、 980MPa以上 1180MPa未満の引張強 度を有する請求の範囲 1の高強度冷延鋼板。
4. さらに、 mass%で、 Cr: 0.01〜1.0%、 Mo: 0.01〜0.5%、 B: 0.0001〜 0.0020¾、 Ti: 0.001~0.05%N Nb: 0.001〜0.05%、 V： 0.001〜0.05 、 Zr: 0.001〜0.05 の中から選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求の範 囲 1の高強度冷延鋼板。
5. さらに、 mass で、 Cr: 0.01〜1.0 、 Mo: 0.01〜0.5 、 B: 0.0001〜 0.0020 、 Ti: 0.001〜0.05%、 Nb: 0.001〜0.05 、 V： 0.001〜0.05%、 Zr: 0.001〜0.05%の中から選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求の範 囲 2の高強度冷延鋼板。
6. さらに、 mass%で、 Cr: 0.01〜1.0%、 Mo: 0.01〜0.5%、 B: 0.0001〜 0.0020も、 i: 0.001~0.05%、 Nb: 0.001〜0.05 、 V： 0.001〜0.05%、 Zr: 0.001~0.05 の中から選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求の範 囲 3の高強度冷延鋼板。
7 . マルテンサイト相の体積率が 30〜45%である請求の範囲 2の高強度冷延鋼板。
8 . マルテンサイト相の体積率が 30〜45もである請求の範囲 5の高強度冷延鋼板。
9 . マルテンサイト相の体積率が 45〜60 である請求の範囲 3の高強度冷延錮板。
10 . マルテンサイト相の体積率が 45〜60 である請求の範囲 6の高強度冷延鋼 板。
11 . 請求の範囲 1〜6のいずれか一つに記載の成分を有する鋼スラブを、 熱間圧 延後冷間圧延して鋼板を製造する工程と、
前記冷間圧延後の鋼板を、 750〜 870°Cで 10 sec^J^卩熱する工程と、 前記加熱後の鋼板を、 550〜750°Cまで冷却する工程と、
前記冷却後の鋼板を、 100°C/ secを超える冷却速度で 300°C以下まで冷却す る工程と、
を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
12 . 550〜750°Cの温度範囲内で、 鋼板を 20°C/sec以下の冷却速度で冷却す る請求の範囲 11の高強度冷延鋼板の製造方法。
PCT/JP2003/007062 2002-06-14 2003-06-04 高強度冷延鋼板およびその製造方法 Ceased WO2003106723A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/485,780 US20040238082A1 (en) 2002-06-14 2003-06-04 High strength cold rolled steel plate and method for production thereof
EP03736017A EP1514951B1 (en) 2002-06-14 2003-06-04 High strength cold rolled steel plate and method for production thereof
DE60335106T DE60335106D1 (de) 2002-06-14 2003-06-04 Hochfeste kaltgewalzte stahlplatte und herstellungsverfahren dafür

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2002173669A JP4265153B2 (ja) 2002-06-14 2002-06-14 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
JP2002-173668 2002-06-14
JP2002-173669 2002-06-14
JP2002173668A JP4265152B2 (ja) 2002-06-14 2002-06-14 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

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2003106723A1 true WO2003106723A1 (ja) 2003-12-24

Family

ID=29738398

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2003/007062 Ceased WO2003106723A1 (ja) 2002-06-14 2003-06-04 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20040238082A1 (ja)
EP (2) EP2017363A3 (ja)
DE (1) DE60335106D1 (ja)
WO (1) WO2003106723A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007111164A1 (ja) * 2006-03-28 2007-10-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 加工性に優れた高強度鋼板

Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US11155902B2 (en) * 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
CN101627142B (zh) * 2007-02-23 2012-10-03 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 冷轧且连续退火的高强度钢带材及生产所述钢的方法
EP2209926B1 (en) * 2007-10-10 2019-08-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
WO2009066734A1 (ja) * 2007-11-22 2009-05-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 高強度冷延鋼板
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
EP2105223A1 (en) * 2008-03-19 2009-09-30 Nucor Corporation Strip casting apparatus with casting roll positioning
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
US8128762B2 (en) 2008-08-12 2012-03-06 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet superior in formability
JP5394709B2 (ja) 2008-11-28 2014-01-22 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板
JP5709151B2 (ja) * 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20120328901A1 (en) * 2010-01-13 2012-12-27 Toshiki Nonaka High tensile steel sheet superior in formability and method of manufacturing the same
JP5344100B2 (ja) * 2010-12-17 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
KR20200106559A (ko) 2011-11-28 2020-09-14 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 연성이 향상된 높은 규소 베어링 이중상 강들
CN103987870B (zh) * 2011-12-15 2016-01-06 株式会社神户制钢所 强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5860343B2 (ja) * 2012-05-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN103060703B (zh) 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法
ES2745428T3 (es) 2014-01-06 2020-03-02 Nippon Steel Corp Acero y método para fabricar el mismo
CN105874091A (zh) 2014-01-06 2016-08-17 新日铁住金株式会社 热成形构件及其制造方法
TWI491742B (zh) * 2014-01-06 2015-07-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鋼板及其製造方法
JP5935843B2 (ja) * 2014-08-08 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
KR101858852B1 (ko) * 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN113737086A (zh) * 2020-05-27 2021-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种经济型780MPa级的冷轧退火双相钢及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63293121A (ja) * 1987-05-25 1988-11-30 Kobe Steel Ltd 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0499227A (ja) * 1990-08-08 1992-03-31 Nkk Corp 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JPH083677A (ja) * 1994-06-21 1996-01-09 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃性に優れた自動車用鋼板とその製造方法
JPH10147838A (ja) * 1996-11-18 1998-06-02 Kobe Steel Ltd 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2000017385A (ja) * 1998-06-29 2000-01-18 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
EP1201780A1 (en) * 2000-04-21 2002-05-02 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5215046B2 (ja) * 1972-06-22 1977-04-26
JPS5855219B2 (ja) 1979-04-24 1983-12-08 日本鋼管株式会社 低降伏比高強度冷延鋼板の製造法
JPH0768583B2 (ja) 1984-03-07 1995-07-26 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板の製造法
JPS613843A (ja) 1984-06-15 1986-01-09 Kobe Steel Ltd 高延性高強度冷延鋼板の製造方法
JPS6237322A (ja) 1985-08-12 1987-02-18 Nisshin Steel Co Ltd 表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法
JPS6299417A (ja) 1985-10-24 1987-05-08 Kobe Steel Ltd 高延性高強度冷延鋼板の製造方法
JPS63145718A (ja) 1986-07-05 1988-06-17 Nippon Steel Corp 加工性の優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0774412B2 (ja) 1987-01-20 1995-08-09 新日本製鐵株式会社 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
JPH04333524A (ja) * 1991-05-09 1992-11-20 Nippon Steel Corp 優れた延性を有する高強度複合組織鋼板の製造方法
JP2545316B2 (ja) 1991-10-30 1996-10-16 新日本製鐵株式会社 強度延性特性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
DE4420932A1 (de) 1994-06-16 1996-01-11 Basf Ag Material zur katalytischen Reduktion von Stickoxiden
JPH0941040A (ja) 1995-08-04 1997-02-10 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JPH09263838A (ja) 1996-03-28 1997-10-07 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH1060593A (ja) 1996-06-10 1998-03-03 Kobe Steel Ltd 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP3478128B2 (ja) 1998-06-12 2003-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法
EP1149925B1 (en) * 1999-09-29 2010-12-01 JFE Steel Corporation Sheet steel and method for producing sheet steel
JP2001226741A (ja) 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US6676774B2 (en) * 2000-04-07 2004-01-13 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel plate and cold rolled steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics
JP4414563B2 (ja) 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2002022904A1 (fr) * 2000-09-12 2002-03-21 Nkk Corporation Plaque en acier ecroui presentant une tres haute resistance a la traction et procede de production
JP3729108B2 (ja) * 2000-09-12 2005-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
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

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63293121A (ja) * 1987-05-25 1988-11-30 Kobe Steel Ltd 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0499227A (ja) * 1990-08-08 1992-03-31 Nkk Corp 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JPH083677A (ja) * 1994-06-21 1996-01-09 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃性に優れた自動車用鋼板とその製造方法
JPH10147838A (ja) * 1996-11-18 1998-06-02 Kobe Steel Ltd 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2000017385A (ja) * 1998-06-29 2000-01-18 Nippon Steel Corp 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
EP1201780A1 (en) * 2000-04-21 2002-05-02 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1514951A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007111164A1 (ja) * 2006-03-28 2007-10-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 加工性に優れた高強度鋼板
US8465600B2 (en) 2006-03-28 2013-06-18 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet having excellent workability

Also Published As

Publication number Publication date
DE60335106D1 (de) 2011-01-05
EP1514951A4 (en) 2006-05-10
EP2017363A3 (en) 2009-08-05
EP1514951A1 (en) 2005-03-16
EP2017363A2 (en) 2009-01-21
US20040238082A1 (en) 2004-12-02
EP1514951B1 (en) 2010-11-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US12428692B2 (en) Resistance spot welded joint and a process for producing a resistance spot welded joint
WO2003106723A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5042232B2 (ja) 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法
KR100711358B1 (ko) 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
CN108431280B (zh) 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法
KR102020407B1 (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20200036759A (ko) 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP4085826B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP4530606B2 (ja) スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
KR20120114411A (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트
CN107208232A (zh) 具有优异加工性能的空气硬化的超高强度多相钢以及由其制备带材的方法
KR100711468B1 (ko) 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
JP4362319B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20230066166A (ko) 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP5089224B2 (ja) オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法
JP4265153B2 (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
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
KR20190077193A (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
JP4492105B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR20230091218A (ko) 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법
JP2002363685A (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板
JP2024063127A (ja) 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP4250113B2 (ja) 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法
JP2025528244A (ja) 表面品質に優れた熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びそれらの製造方法
KR100900657B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융도금강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LU MC NL PT RO SE SI SK TR

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2003736017

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10485780

Country of ref document: US

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2003736017

Country of ref document: EP