JPH0665685A - 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
超高張力冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0665685A JPH0665685A JP22437692A JP22437692A JPH0665685A JP H0665685 A JPH0665685 A JP H0665685A JP 22437692 A JP22437692 A JP 22437692A JP 22437692 A JP22437692 A JP 22437692A JP H0665685 A JPH0665685 A JP H0665685A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 短納期かつ低コストという連続焼鈍法の特徴
を殺すことなく、超高張力冷延鋼板の曲げ性を改善す
る。 【構成】 Ｃ：0.080 〜0.200 ％、Si：0.50％以下、
Mn：1.50〜3.00％、Cr：0.50％超〜1.50％を含有し、微
細かつ均一なベイナイトを有する超高張力冷延鋼板。98
0N/mm2以上の引張強さを有するとともに曲げ性に優れ
る。
を殺すことなく、超高張力冷延鋼板の曲げ性を改善す
る。 【構成】 Ｃ：0.080 〜0.200 ％、Si：0.50％以下、
Mn：1.50〜3.00％、Cr：0.50％超〜1.50％を含有し、微
細かつ均一なベイナイトを有する超高張力冷延鋼板。98
0N/mm2以上の引張強さを有するとともに曲げ性に優れ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば、自動車のドア
ーガードバーやバンパーレインフォース等に使用するの
に好適な、引張強さが980 N/mm2 以上の超高張力冷延鋼
板およびその製造方法に関する。
ーガードバーやバンパーレインフォース等に使用するの
に好適な、引張強さが980 N/mm2 以上の超高張力冷延鋼
板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、交通事故の増加に伴って自動
車の安全性向上に対する要求が高まっており、特に側方
衝突の際の衝突強度を確保するため、ドアー内部に補強
材として板状またはパイプ状のドアーガードバーが固設
されるようになってきた。一方、自動車の燃費や動力性
能を向上させるために車体の軽量化も平行して進行して
おり、例えばバンパーレインフォースといった車体構成
部材に用いられる鋼板の薄肉高強度化も推進されてい
る。
車の安全性向上に対する要求が高まっており、特に側方
衝突の際の衝突強度を確保するため、ドアー内部に補強
材として板状またはパイプ状のドアーガードバーが固設
されるようになってきた。一方、自動車の燃費や動力性
能を向上させるために車体の軽量化も平行して進行して
おり、例えばバンパーレインフォースといった車体構成
部材に用いられる鋼板の薄肉高強度化も推進されてい
る。
【０００３】特に、ドアガードバーやバンパーレインフ
ォースといった高強度を要求される部材には、従来は 5
90〜780 N/mm2 級の高張力冷延鋼板が使用されていた
が、このように安全性や軽量化がより重視されるに伴
い、最近では 980〜1470 N/mm2級の超高張力冷延鋼板が
使用されるようになってきた。
ォースといった高強度を要求される部材には、従来は 5
90〜780 N/mm2 級の高張力冷延鋼板が使用されていた
が、このように安全性や軽量化がより重視されるに伴
い、最近では 980〜1470 N/mm2級の超高張力冷延鋼板が
使用されるようになってきた。
【０００４】ところで、一般的にTS≧980 N/mm2 の超高
張力冷延鋼板では、絞り成形や張出し成形といった軟鋼
板で適用される成形手法は適用できないため、成形手法
としては曲げ成形が主体となる。したがって、超高張力
冷延鋼板では良好な曲げ性を備えることが重要である。
張力冷延鋼板では、絞り成形や張出し成形といった軟鋼
板で適用される成形手法は適用できないため、成形手法
としては曲げ成形が主体となる。したがって、超高張力
冷延鋼板では良好な曲げ性を備えることが重要である。
【０００５】加工性の良い超高張力鋼板として、軟らか
いフェライト地に硬質のマルテンサイトを分散させて強
度と加工性とを同時に高めたデュアル−フェーズ鋼 (二
相組織鋼) が知られており、広く用いられている。しか
し、このデュアル−フェーズ鋼は、確かに延性は良好で
あるものの曲げ性は不足し、厳しい曲げ加工を行われて
製造される部品には適用できない。そこで、従来より、
超高張力冷延鋼板の曲げ性を向上させる技術が種々提案
されている。
いフェライト地に硬質のマルテンサイトを分散させて強
度と加工性とを同時に高めたデュアル−フェーズ鋼 (二
相組織鋼) が知られており、広く用いられている。しか
し、このデュアル−フェーズ鋼は、確かに延性は良好で
あるものの曲げ性は不足し、厳しい曲げ加工を行われて
製造される部品には適用できない。そこで、従来より、
超高張力冷延鋼板の曲げ性を向上させる技術が種々提案
されている。
【０００６】例えば、特開昭63−14817 号公報には、
Ｃ：0.03〜0.20％ (以下、本明細書においては特にこと
わりがない限り「％」は「重量％」を意味するものとす
る) 、Si：0.3 〜1.5 ％、Mn：0.5 〜2.6 ％を基本成分
とし、さらに必要に応じてTi：0.01〜0.25％およびNb：
0.01〜0.3 ％の１種または２種に加えてＢ：0.0003〜0.
01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
に、特定の条件で、熱間圧延、熱処理、冷間圧延、焼
鈍、急冷および過時効処理を行うことにより、785〜147
0 N/mm2の引張強さを有する曲げ特性の優れた高張力冷
延鋼板を製造する技術が、特開昭63−38526 号公報に
は、Ｃ：0.1 超〜0.2 ％、Si：0.7 ％以下、Mn：1.5 〜
2.5 ％、Ti：0.05〜0.15％、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.
1 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、
直送もしくは1200℃以上に加熱後熱間圧延を行い、850
〜950 ℃の温度域で熱間圧延を終了し、500 〜650 ℃の
温度域で巻取り、続いて冷間圧延を行った後、再結晶温
度以上930 ℃以下の温度で30〜300 秒間焼鈍し、引き続
き３〜200 ℃／秒の平均冷却速度で冷却し、続いて焼鈍
温度に応じた下記式 1100−ＳＴ≦Ｔ≦1200−ＳＴ ・・・・・・・ ただし、ＳＴ：焼鈍温度 (℃) を満足する範囲内の温度Ｔ (℃) で２〜10分間保定する
ことにより、曲げ成形性の優れた超高張力冷延鋼板を製
造する技術がそれぞれ提案されている。
Ｃ：0.03〜0.20％ (以下、本明細書においては特にこと
わりがない限り「％」は「重量％」を意味するものとす
る) 、Si：0.3 〜1.5 ％、Mn：0.5 〜2.6 ％を基本成分
とし、さらに必要に応じてTi：0.01〜0.25％およびNb：
0.01〜0.3 ％の１種または２種に加えてＢ：0.0003〜0.
01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
に、特定の条件で、熱間圧延、熱処理、冷間圧延、焼
鈍、急冷および過時効処理を行うことにより、785〜147
0 N/mm2の引張強さを有する曲げ特性の優れた高張力冷
延鋼板を製造する技術が、特開昭63−38526 号公報に
は、Ｃ：0.1 超〜0.2 ％、Si：0.7 ％以下、Mn：1.5 〜
2.5 ％、Ti：0.05〜0.15％、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.
1 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、
直送もしくは1200℃以上に加熱後熱間圧延を行い、850
〜950 ℃の温度域で熱間圧延を終了し、500 〜650 ℃の
温度域で巻取り、続いて冷間圧延を行った後、再結晶温
度以上930 ℃以下の温度で30〜300 秒間焼鈍し、引き続
き３〜200 ℃／秒の平均冷却速度で冷却し、続いて焼鈍
温度に応じた下記式 1100−ＳＴ≦Ｔ≦1200−ＳＴ ・・・・・・・ ただし、ＳＴ：焼鈍温度 (℃) を満足する範囲内の温度Ｔ (℃) で２〜10分間保定する
ことにより、曲げ成形性の優れた超高張力冷延鋼板を製
造する技術がそれぞれ提案されている。
【０００７】これらの技術は、ともに、Ｃ、SiおよびMn
を主成分とする鋼を用い、冷間圧延後の連続焼鈍過程に
おいて、連続焼鈍設備の一部である過時効処理帯を利用
し、焼鈍・冷却後に過時効処理帯で冷延鋼板を特定の温
度域および時間だけ保定することにより、微細かつ均一
なベイナイトを主体とする組織として、超高張力冷延鋼
板の曲げ性を向上させる点に特徴がある。
を主成分とする鋼を用い、冷間圧延後の連続焼鈍過程に
おいて、連続焼鈍設備の一部である過時効処理帯を利用
し、焼鈍・冷却後に過時効処理帯で冷延鋼板を特定の温
度域および時間だけ保定することにより、微細かつ均一
なベイナイトを主体とする組織として、超高張力冷延鋼
板の曲げ性を向上させる点に特徴がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】これらの従来の技術に
は、確かに、最も一般的なＣ、SiおよびMn含有鋼を利用
して良好な曲げ性を有する超高張力冷延鋼板を製造でき
るために、コスト増加を可及的抑制できるというメリッ
トがある。しかし、その一方で、これらの技術には以下
に列記するような問題がある。
は、確かに、最も一般的なＣ、SiおよびMn含有鋼を利用
して良好な曲げ性を有する超高張力冷延鋼板を製造でき
るために、コスト増加を可及的抑制できるというメリッ
トがある。しかし、その一方で、これらの技術には以下
に列記するような問題がある。
【０００９】保定条件 (過時効条件) が冷延鋼板の強
度および曲げ性に大きく影響するため、厳密に保定条件
を管理する必要がある。そのため、連続焼鈍ラインでの
実生産においては、対象であるコイルの前後につなぎ材
と称する温度調整用のダミーコイルを接続する必要が生
じる。ところで、特に過時効処理帯は一般的に長い場合
が多くその熱容量が大きいため、保定条件によっては10
0 トン前後といった大重量のダミーコイルが必要にな
り、製造上の制約や生産性の低下 (ダミー材処理による
ロス増加分) に起因する製造コストの上昇を招いてしま
う。
度および曲げ性に大きく影響するため、厳密に保定条件
を管理する必要がある。そのため、連続焼鈍ラインでの
実生産においては、対象であるコイルの前後につなぎ材
と称する温度調整用のダミーコイルを接続する必要が生
じる。ところで、特に過時効処理帯は一般的に長い場合
が多くその熱容量が大きいため、保定条件によっては10
0 トン前後といった大重量のダミーコイルが必要にな
り、製造上の制約や生産性の低下 (ダミー材処理による
ロス増加分) に起因する製造コストの上昇を招いてしま
う。
【００１０】ベイナイト主体の均一な組織とするた
め、なるべくオーステナイト域で焼鈍することが好まし
いが、そのためには900 ℃近い焼鈍温度で連続焼鈍を行
う必要があり、エネルギーコストの上昇を招いてしま
う。
め、なるべくオーステナイト域で焼鈍することが好まし
いが、そのためには900 ℃近い焼鈍温度で連続焼鈍を行
う必要があり、エネルギーコストの上昇を招いてしま
う。
【００１１】ここに、本発明の目的は、短納期かつ低コ
ストという連続焼鈍法の特徴を殺すことなく製造できる
曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板と、この高張力冷延鋼
板を保定時間や焼鈍温度の影響を抑制しながら製造する
方法を提供することにある。
ストという連続焼鈍法の特徴を殺すことなく製造できる
曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板と、この高張力冷延鋼
板を保定時間や焼鈍温度の影響を抑制しながら製造する
方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前述の課
題を解決するために種々検討を重ね、以下に列記する内
容の重要な知見を得、さらに鋭意検討を重ねて本発明を
完成した。 (i) Cr、必要に応じてさらにMoをそれぞれ適量添加した
Ｃ、SiおよびMn含有鋼は、無添加のＣ、SiおよびMn含有
鋼よりも曲げ性が向上する。
題を解決するために種々検討を重ね、以下に列記する内
容の重要な知見を得、さらに鋭意検討を重ねて本発明を
完成した。 (i) Cr、必要に応じてさらにMoをそれぞれ適量添加した
Ｃ、SiおよびMn含有鋼は、無添加のＣ、SiおよびMn含有
鋼よりも曲げ性が向上する。
【００１３】(ii)Cr、必要に応じてさらにMoをそれぞれ
適量添加したＣ、SiおよびMn含有鋼は、800 ℃以上の焼
鈍で超高張力冷延鋼板の目標とされる最小曲げ半径1.5
mm以下が得られる。これに対し、無添加のＣ、Siおよび
Mn含有鋼では850 ℃以上の焼鈍が必要である。
適量添加したＣ、SiおよびMn含有鋼は、800 ℃以上の焼
鈍で超高張力冷延鋼板の目標とされる最小曲げ半径1.5
mm以下が得られる。これに対し、無添加のＣ、Siおよび
Mn含有鋼では850 ℃以上の焼鈍が必要である。
【００１４】(iii) Cr、必要に応じてさらにMoをそれぞ
れ適量添加したＣ、SiおよびMn含有鋼は、引張強さおよ
び曲げ性への過時効処理温度の影響が小さく、広範囲に
わたって、良好な引張強さおよび曲げ性能を示す。
れ適量添加したＣ、SiおよびMn含有鋼は、引張強さおよ
び曲げ性への過時効処理温度の影響が小さく、広範囲に
わたって、良好な引張強さおよび曲げ性能を示す。
【００１５】ここに、本発明の要旨とするところは、
Ｃ：0.080 〜0.200 ％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜
3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.
01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.50％、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼組成を有するとともに、微細かつ均
一なベイナイトを主体とする組織を有することを特徴と
する980 N/mm2 以上の引張強さを有する曲げ性に優れた
超高張力冷延鋼板である。
Ｃ：0.080 〜0.200 ％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜
3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.
01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.50％、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼組成を有するとともに、微細かつ均
一なベイナイトを主体とする組織を有することを特徴と
する980 N/mm2 以上の引張強さを有する曲げ性に優れた
超高張力冷延鋼板である。
【００１６】別の面からは、本発明は、Ｃ：0.080 〜0.
200 ％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.
030 ％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.01〜0.10％、C
r：0.50％超〜1.50％、必要に応じて、Mo：0.20〜1.00
％およびCr＋Mo： 0.70 〜1.50％を含有する鋼組成を有
する鋼に、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を行
い、600 〜700 ℃の温度域で巻取った後、酸洗および冷
間圧延を行い、800 〜900℃の温度域に20〜200 秒間保
持する条件で連続焼鈍を行って冷却してから、430℃以
下の温度域で60〜600 秒間保持する過時効処理を行うこ
とを特徴とする980N/mm2 以上の引張強さを有する曲げ
性に優れた超高張力冷延鋼板の製造方法である。
200 ％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.
030 ％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.01〜0.10％、C
r：0.50％超〜1.50％、必要に応じて、Mo：0.20〜1.00
％およびCr＋Mo： 0.70 〜1.50％を含有する鋼組成を有
する鋼に、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を行
い、600 〜700 ℃の温度域で巻取った後、酸洗および冷
間圧延を行い、800 〜900℃の温度域に20〜200 秒間保
持する条件で連続焼鈍を行って冷却してから、430℃以
下の温度域で60〜600 秒間保持する過時効処理を行うこ
とを特徴とする980N/mm2 以上の引張強さを有する曲げ
性に優れた超高張力冷延鋼板の製造方法である。
【００１７】
【作用】以下、本発明を作用効果とともに詳述する。ま
ず、本発明にかかる超高張力冷延鋼板の組成を限定する
理由を説明する。
ず、本発明にかかる超高張力冷延鋼板の組成を限定する
理由を説明する。
【００１８】Ｃ：Ｃは、強度の向上に有効な元素であ
り、Ｃ含有量が0.080 ％より少ないと目的とするTS≧98
0 N/mm2 を得るのに必要なマルテンサイトやベイトナイ
トが生成し難くなり、一方Ｃ含有量が0.200 ％を超える
とドアーガードバーを製造する際に用いるスポット溶接
部の強度が低下する。そこで、Ｃ含有量は、0.080 ％以
上0.200 ％以下と限定する。
り、Ｃ含有量が0.080 ％より少ないと目的とするTS≧98
0 N/mm2 を得るのに必要なマルテンサイトやベイトナイ
トが生成し難くなり、一方Ｃ含有量が0.200 ％を超える
とドアーガードバーを製造する際に用いるスポット溶接
部の強度が低下する。そこで、Ｃ含有量は、0.080 ％以
上0.200 ％以下と限定する。
【００１９】Si：Siは、材料の焼入れ性を向上させる元
素であり、超高張力冷延鋼板の製造には有効な元素であ
る。しかし、その一方でフェライトの生成も促進され、
Si含有量が0.50％を超えるとフェライトの生成量が多く
なり、組織の不均一化が促進され曲げ性が劣化する。そ
こで、Si含有量は、0.50％以下と限定する。
素であり、超高張力冷延鋼板の製造には有効な元素であ
る。しかし、その一方でフェライトの生成も促進され、
Si含有量が0.50％を超えるとフェライトの生成量が多く
なり、組織の不均一化が促進され曲げ性が劣化する。そ
こで、Si含有量は、0.50％以下と限定する。
【００２０】Mn：Mnは、Siと同様に材料の焼入れ性を向
上させる元素であるが、1.50％未満であるとその効果が
少なくなり目的とする強度が得られない。一方、Mn含有
量が3.00％を超えると本発明が目的とするベイナイト組
織が生成し難くなるとともに、製鋼段階での金属Mnの使
用量が多くなり、コスト上昇を招く。そこで、Mn含有量
は1.50％以上3.00％以下と限定する。
上させる元素であるが、1.50％未満であるとその効果が
少なくなり目的とする強度が得られない。一方、Mn含有
量が3.00％を超えると本発明が目的とするベイナイト組
織が生成し難くなるとともに、製鋼段階での金属Mnの使
用量が多くなり、コスト上昇を招く。そこで、Mn含有量
は1.50％以上3.00％以下と限定する。
【００２１】Ｐ：Ｐは、超高張力冷延鋼板では靱性の低
下を招く元素であるため、最終製品段階のみならず冷間
圧延段階においても脆性破壊を生じる恐れがある。そこ
で、Ｐ含有量は可及的低減したいが極端に低下するとコ
スト増を招くとともに、0.030 ％程度の含有は許容され
る。そこで、Ｐ含有量は、0.030 ％以下と限定する。
下を招く元素であるため、最終製品段階のみならず冷間
圧延段階においても脆性破壊を生じる恐れがある。そこ
で、Ｐ含有量は可及的低減したいが極端に低下するとコ
スト増を招くとともに、0.030 ％程度の含有は許容され
る。そこで、Ｐ含有量は、0.030 ％以下と限定する。
【００２２】Ｓ：Ｓ含有量が0.008 ％を超えると展伸状
のMnＳが生成し、曲げ性が低下する。そこで、Ｓ含有量
は、0.008 ％以下に限定する。
のMnＳが生成し、曲げ性が低下する。そこで、Ｓ含有量
は、0.008 ％以下に限定する。
【００２３】Al：Alは、鋼の清浄度向上のための脱酸に
有効な元素であり、そのためには0.01％以上の添加が必
要であるが、0.10％超添加しても効果は飽和しコスト増
となるばかりである。そこで、Al含有量は、0.01％以上
0.10％以下に限定する。
有効な元素であり、そのためには0.01％以上の添加が必
要であるが、0.10％超添加しても効果は飽和しコスト増
となるばかりである。そこで、Al含有量は、0.01％以上
0.10％以下に限定する。
【００２４】Cr：Crは、本発明においては極めて重要な
元素であり、ベイナイト変態を促進して微細で均一な組
織をもたらし、曲げ性の向上に寄与する元素である。こ
のような曲げ性向上効果は、0.50％超であればよく、Mo
とともに複合添加する場合にはCr＋Moが0.70％以上であ
ればよい。一方、1.50％より多い添加量では効果が飽和
し、コスト上昇を招くだけである。そこで、Cr含有量
は、0.50％超1.50％以下に限定する。
元素であり、ベイナイト変態を促進して微細で均一な組
織をもたらし、曲げ性の向上に寄与する元素である。こ
のような曲げ性向上効果は、0.50％超であればよく、Mo
とともに複合添加する場合にはCr＋Moが0.70％以上であ
ればよい。一方、1.50％より多い添加量では効果が飽和
し、コスト上昇を招くだけである。そこで、Cr含有量
は、0.50％超1.50％以下に限定する。
【００２５】Mo、Cr＋Mo：Moは、本発明においては必要
に応じて添加される任意添加元素であり、Crと同様にベ
イナイト変態を促進するが、Crと複合添加を行うことが
効果的である。Moを添加する場合は0.20％以上添加する
ことが有効であり、一方、Moはコストが高いため1.00％
超添加するとコスト上昇を招く。そこで、Moを添加する
場合には、その含有量は0.20％以上1.00％以下と限定す
ることが望ましい。
に応じて添加される任意添加元素であり、Crと同様にベ
イナイト変態を促進するが、Crと複合添加を行うことが
効果的である。Moを添加する場合は0.20％以上添加する
ことが有効であり、一方、Moはコストが高いため1.00％
超添加するとコスト上昇を招く。そこで、Moを添加する
場合には、その含有量は0.20％以上1.00％以下と限定す
ることが望ましい。
【００２６】CrおよびMoを複合添加することにより、微
細で均一なベイナイトを主体とする組織となって曲げ性
の向上に有効であるとともに、連続焼鈍での過時効処理
条件の特性への影響が小さくなり比較的広い過時効処理
条件の範囲で良好な曲げ性を有する超高張力冷延鋼板を
製造することができる。曲げ性の向上だけを考えると微
量のCr＋Mo量でも効果が認められるが、過時効処理条件
の影響を小さくして、前述したダミーコイルの使用をな
くしたり、あるいは使用量を極力少なくするためには0.
70％以上の添加が有効である。一方、1.50％を超えると
その効果は飽和し、コストの上昇を招くだけとなる。そ
こで、Moを添加する場合には、Cr＋Mo量は0.70％以上1.
50％以下と限定することが望ましい。通常の場合、上記
以外の組成は、Feおよび不可避的不純物である。
細で均一なベイナイトを主体とする組織となって曲げ性
の向上に有効であるとともに、連続焼鈍での過時効処理
条件の特性への影響が小さくなり比較的広い過時効処理
条件の範囲で良好な曲げ性を有する超高張力冷延鋼板を
製造することができる。曲げ性の向上だけを考えると微
量のCr＋Mo量でも効果が認められるが、過時効処理条件
の影響を小さくして、前述したダミーコイルの使用をな
くしたり、あるいは使用量を極力少なくするためには0.
70％以上の添加が有効である。一方、1.50％を超えると
その効果は飽和し、コストの上昇を招くだけとなる。そ
こで、Moを添加する場合には、Cr＋Mo量は0.70％以上1.
50％以下と限定することが望ましい。通常の場合、上記
以外の組成は、Feおよび不可避的不純物である。
【００２７】本発明にかかる超高張力冷延鋼板は、さら
に微細かつ均一なベイナイトを主体とする組織を有す
る。ベイナイトは、面積率で50％以上である。微細と
は、本発明により得られる程度の微細さを意味し、具体
的には結晶粒度番号で10〜12程度をいう。また、均一と
は、本発明により得られる程度の均一さを意味し、板
厚、板幅方向の組織差が小さいことを言う。
に微細かつ均一なベイナイトを主体とする組織を有す
る。ベイナイトは、面積率で50％以上である。微細と
は、本発明により得られる程度の微細さを意味し、具体
的には結晶粒度番号で10〜12程度をいう。また、均一と
は、本発明により得られる程度の均一さを意味し、板
厚、板幅方向の組織差が小さいことを言う。
【００２８】ベイナイト以外の組織としては、マルテン
サイト、フェライトであるが、これらの面積率はそれぞ
れ０〜30％、０〜20％程度である。以上の組成および組
織を有する本発明にかかる超高張力冷延鋼板は、980 N/
mm2 以上の引張強さを有し、曲げ性に優れている。
サイト、フェライトであるが、これらの面積率はそれぞ
れ０〜30％、０〜20％程度である。以上の組成および組
織を有する本発明にかかる超高張力冷延鋼板は、980 N/
mm2 以上の引張強さを有し、曲げ性に優れている。
【００２９】本発明では、上記の組成を有する鋼に、Ar
3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を行う。超高張力
冷延鋼板用鋼は熱間圧延時においても変形抵抗が大き
く、特に仕上げ温度がAr3 点未満となると急激に変形抵
抗が増加し、熱間圧延を行うことが困難になる。そこ
で、仕上げ温度はAr3 変態点以上と限定する。望ましく
は、870 〜950 ℃である。
3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を行う。超高張力
冷延鋼板用鋼は熱間圧延時においても変形抵抗が大き
く、特に仕上げ温度がAr3 点未満となると急激に変形抵
抗が増加し、熱間圧延を行うことが困難になる。そこ
で、仕上げ温度はAr3 変態点以上と限定する。望ましく
は、870 〜950 ℃である。
【００３０】熱間圧延後、600 ℃以上700 ℃以下の温度
域で巻き取る。巻取温度が600 ℃より低いとベイナイト
やマルテンサイトが発生し、硬質となり、冷間圧延が困
難になる。一方、巻取り温度が700 ℃を超えるとMnの偏
析などによるバンド組織が過剰に発達し、冷間圧延−連
続焼鈍後も板厚方向に不均一な組織が生成し、曲げ性が
劣化する。そこで、巻取り温度は、600 ℃以上700 ℃以
下と限定する。巻取り後に、通常の工程にしたがって、
酸洗および冷間圧延を行う。酸洗および冷間圧延の工程
については通常の工程であればよく、何ら限定を要さな
い。
域で巻き取る。巻取温度が600 ℃より低いとベイナイト
やマルテンサイトが発生し、硬質となり、冷間圧延が困
難になる。一方、巻取り温度が700 ℃を超えるとMnの偏
析などによるバンド組織が過剰に発達し、冷間圧延−連
続焼鈍後も板厚方向に不均一な組織が生成し、曲げ性が
劣化する。そこで、巻取り温度は、600 ℃以上700 ℃以
下と限定する。巻取り後に、通常の工程にしたがって、
酸洗および冷間圧延を行う。酸洗および冷間圧延の工程
については通常の工程であればよく、何ら限定を要さな
い。
【００３１】冷間圧延を終えた後、800 〜900 ℃の温度
域に20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍を行って冷却
する。曲げ性の良好な超高張力冷延鋼板を得るために
は、できるだけオーステナイト単相域で連続焼鈍を行う
ことが望ましく、そのためには800 ℃以上、20秒以上の
条件で連続焼鈍を行う必要がある。一方、焼鈍温度およ
び焼鈍時間がそれぞれ900 ℃超、200 秒間超になると、
連続焼鈍中のオーステナイト結晶粒の一部が粗大になっ
て不均一となり逆に曲げ性が劣化するとともに高温・長
時間焼鈍を行うことになり、エネルギー費用の上昇を招
く。そこで、焼鈍温度は800 ℃以上900 ℃以下、焼鈍時
間は20秒間以上200 秒間以下と限定する。焼鈍後引き続
き過時効処理を行うが、その間の冷却速度は40〜150 ℃
/sが望ましい。
域に20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍を行って冷却
する。曲げ性の良好な超高張力冷延鋼板を得るために
は、できるだけオーステナイト単相域で連続焼鈍を行う
ことが望ましく、そのためには800 ℃以上、20秒以上の
条件で連続焼鈍を行う必要がある。一方、焼鈍温度およ
び焼鈍時間がそれぞれ900 ℃超、200 秒間超になると、
連続焼鈍中のオーステナイト結晶粒の一部が粗大になっ
て不均一となり逆に曲げ性が劣化するとともに高温・長
時間焼鈍を行うことになり、エネルギー費用の上昇を招
く。そこで、焼鈍温度は800 ℃以上900 ℃以下、焼鈍時
間は20秒間以上200 秒間以下と限定する。焼鈍後引き続
き過時効処理を行うが、その間の冷却速度は40〜150 ℃
/sが望ましい。
【００３２】過時効処理は、430 ℃以下の温度域で60〜
600 秒間保持する条件で行う。本発明にかかる超高張力
冷延鋼板は、焼鈍後の過時効処理条件の影響が小さく、
連続焼鈍の焼鈍スケジュールに制約されないことを特徴
とするが、過時効処理温度が430 ℃を超えると、組織が
粗大化して強度が低下する可能性があるからである。ま
た、保持時間は、ベイナイトを主体とする微細な組織を
得るためには60秒間以上必要であり、一方、600 秒間を
超えると、連続焼鈍の通板速度を下げる必要があり生産
性が低下する。
600 秒間保持する条件で行う。本発明にかかる超高張力
冷延鋼板は、焼鈍後の過時効処理条件の影響が小さく、
連続焼鈍の焼鈍スケジュールに制約されないことを特徴
とするが、過時効処理温度が430 ℃を超えると、組織が
粗大化して強度が低下する可能性があるからである。ま
た、保持時間は、ベイナイトを主体とする微細な組織を
得るためには60秒間以上必要であり、一方、600 秒間を
超えると、連続焼鈍の通板速度を下げる必要があり生産
性が低下する。
【００３３】このようにして、本発明により、980 N/mm
2 以上の引張強さを有する曲げ性に優れた超高張力冷延
鋼板を製造することが可能となる。さらに、本発明を実
施例を参照しながら詳述するが、これは本発明の例示で
あり、これにより本発明が限定されるものではない。
2 以上の引張強さを有する曲げ性に優れた超高張力冷延
鋼板を製造することが可能となる。さらに、本発明を実
施例を参照しながら詳述するが、これは本発明の例示で
あり、これにより本発明が限定されるものではない。
【００３４】
【実施例１】表１に示すＡ鋼〜Ｄ鋼を既設の転炉を用い
て溶製し、真空脱ガス炉 (ＲＨ脱ガス炉) により成分調
整した後、連続鋳造機により鋳込んでスラブを得た。
て溶製し、真空脱ガス炉 (ＲＨ脱ガス炉) により成分調
整した後、連続鋳造機により鋳込んでスラブを得た。
【００３５】
【表１】
【００３６】得られたスラブを加熱温度：1200〜1250
℃、仕上温度：870 〜900 ℃、巻取り温度：630 ℃の条
件で板厚：2.4 mmに熱間圧延した。酸洗後、1.2 mmに冷
間圧延して冷延コイルとし、サンプルを切り出し連続焼
鈍シミュレーターにて、連続焼鈍条件の影響を調査し
た。
℃、仕上温度：870 〜900 ℃、巻取り温度：630 ℃の条
件で板厚：2.4 mmに熱間圧延した。酸洗後、1.2 mmに冷
間圧延して冷延コイルとし、サンプルを切り出し連続焼
鈍シミュレーターにて、連続焼鈍条件の影響を調査し
た。
【００３７】なお、引張試験はJIS 5 号試験片を製作し
て行い、曲げ試験はＶブロックによる90度曲げを行い、
割れの発生しない最小曲げ半径を求めた。曲げ試験片端
面はシャー切断のままで行った。図１に示すヒートサイ
クル (連続焼鈍条件：700 〜880 ℃×40秒、過時効処理
条件：300 ℃×120 秒) で焼鈍温度の影響を調査した。
得られた結果を図２にグラフで示す。
て行い、曲げ試験はＶブロックによる90度曲げを行い、
割れの発生しない最小曲げ半径を求めた。曲げ試験片端
面はシャー切断のままで行った。図１に示すヒートサイ
クル (連続焼鈍条件：700 〜880 ℃×40秒、過時効処理
条件：300 ℃×120 秒) で焼鈍温度の影響を調査した。
得られた結果を図２にグラフで示す。
【００３８】図２より、CrまたはCr＋Moを添加したＡ
鋼、Ｂ鋼は、Cr、Moを添加していないＣ鋼およびSi添加
のＤ鋼より曲げ性が優れており、また、800 ℃以上の焼
鈍で超高張力鋼板の目標とされる最小曲げ半径1.5 mm以
下が得られている。それに対し、Ｃ鋼、Ｄ鋼では850 ℃
以上の焼鈍が必要である。
鋼、Ｂ鋼は、Cr、Moを添加していないＣ鋼およびSi添加
のＤ鋼より曲げ性が優れており、また、800 ℃以上の焼
鈍で超高張力鋼板の目標とされる最小曲げ半径1.5 mm以
下が得られている。それに対し、Ｃ鋼、Ｄ鋼では850 ℃
以上の焼鈍が必要である。
【００３９】次に、図３に示すヒートサイクル (連続焼
鈍条件：820 ℃×40秒、過時効処理条件：250 〜500 ℃
×120 秒) で過時効処理温度の影響を調査した。得られ
た結果を図４にグラフで示す。図４より、Ａ鋼、Ｂ鋼
は、引張強さおよび曲げ性能への過時効処理温度の影響
が小さく、広範囲にわたって良好な引張強さおよび曲げ
性能を示すことがわかる。
鈍条件：820 ℃×40秒、過時効処理条件：250 〜500 ℃
×120 秒) で過時効処理温度の影響を調査した。得られ
た結果を図４にグラフで示す。図４より、Ａ鋼、Ｂ鋼
は、引張強さおよび曲げ性能への過時効処理温度の影響
が小さく、広範囲にわたって良好な引張強さおよび曲げ
性能を示すことがわかる。
【００４０】
【実施例２】表２に示す鋼組成を有する鋼１〜鋼13を、
以下に示す工程で、溶製、熱間圧延、巻取り、酸洗、冷
間圧延、連続焼鈍、冷却 (焼鈍後700 ℃まで５〜10℃／
秒で徐冷、その後過時効温度まで80〜120 ℃／秒で冷
却）、過時効処理および調質圧延を行って、超高張力冷
延鋼板を製造した。
以下に示す工程で、溶製、熱間圧延、巻取り、酸洗、冷
間圧延、連続焼鈍、冷却 (焼鈍後700 ℃まで５〜10℃／
秒で徐冷、その後過時効温度まで80〜120 ℃／秒で冷
却）、過時効処理および調質圧延を行って、超高張力冷
延鋼板を製造した。
【００４１】
【表２】
【００４２】(1) 製鋼：転炉→真空脱ガス(RH): 成分調
整→連続鋳造: 鋳込み→スラブ 240ｔ(mm) (2) 熱間圧延：加熱：1200〜1220℃、仕上げ温度： 870
〜 900℃、巻取り： 630〜660 ℃ 板厚:2.4mm→酸洗→
冷間圧延:2.4mm→ 1.2 mm (3) 連続焼鈍：連続焼鈍条件、過時効処理条件は、表２
参照 (4) 調質圧延：圧下率 0.3 〜0.5 ％ このようにして製造した超高張力冷延鋼板である試料N
o.1〜試料No.13 から、JIS 5号引張試片を切り出し引張
試験を行ってYP、TSおよびElを測定するとともにＶブロ
ックによる90°曲げを行う曲げ試験をにより最小曲げ半
径を測定した。結果を表３にまとめて示す。
整→連続鋳造: 鋳込み→スラブ 240ｔ(mm) (2) 熱間圧延：加熱：1200〜1220℃、仕上げ温度： 870
〜 900℃、巻取り： 630〜660 ℃ 板厚:2.4mm→酸洗→
冷間圧延:2.4mm→ 1.2 mm (3) 連続焼鈍：連続焼鈍条件、過時効処理条件は、表２
参照 (4) 調質圧延：圧下率 0.3 〜0.5 ％ このようにして製造した超高張力冷延鋼板である試料N
o.1〜試料No.13 から、JIS 5号引張試片を切り出し引張
試験を行ってYP、TSおよびElを測定するとともにＶブロ
ックによる90°曲げを行う曲げ試験をにより最小曲げ半
径を測定した。結果を表３にまとめて示す。
【００４３】
【表３】
【００４４】表３から明らかなように、本発明により、
引張強さが980 N/mm2 以上であって曲げ性に優れた超高
張力冷延鋼板を製造することが可能となった。したがっ
て、例えば自動車のドアーガードバーやバンパーレイン
フォース等に使用するのに好適な材料である。
引張強さが980 N/mm2 以上であって曲げ性に優れた超高
張力冷延鋼板を製造することが可能となった。したがっ
て、例えば自動車のドアーガードバーやバンパーレイン
フォース等に使用するのに好適な材料である。
【００４５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、TS
≧980 N/mm2 で良好な曲げ性能を有する超高張力冷延鋼
板を、連続焼鈍での焼鈍および過時効処理条件からの影
響を小さく抑制しながら製造することができる。したが
って、連続焼鈍の特徴である短納期および低コストを生
かすことができる。
≧980 N/mm2 で良好な曲げ性能を有する超高張力冷延鋼
板を、連続焼鈍での焼鈍および過時効処理条件からの影
響を小さく抑制しながら製造することができる。したが
って、連続焼鈍の特徴である短納期および低コストを生
かすことができる。
【図１】実施例１で用いた焼鈍条件を示すヒートサイク
ルである。
ルである。
【図２】実施例１の結果を示すグラフである。
【図３】実施例１で用いた過時効処理条件を示すヒート
サイクルである。
サイクルである。
【図４】実施例１の結果を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.080 〜0.200 ％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜
3.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.01〜0.10
％、 Cr：0.50％超〜1.50％、 残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有すると
ともに、微細かつ均一なベイナイトを主体とする組織を
有することを特徴とする980 N/mm2 以上の引張強さを有
する曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.080 〜0.200 ％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜
3.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.01〜0.10
％、 Cr：0.50％超〜1.50％、を含有する鋼組成を有する鋼
に、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、60
0 〜700 ℃の温度域で巻取った後、酸洗および冷間圧延
を行い、800 〜900℃の温度域に20〜200 秒間保持する
条件で連続焼鈍を行って冷却してから、430℃以下の温
度域で60〜600 秒間保持する過時効処理を行うことを特
徴とする980N/mm2 以上の引張強さを有する曲げ性に優
れた超高張力冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 さらに、前記鋼は、重量％で、 Mo：0.20〜1.00％、Cr＋Mo：0.70〜1.50％を含有するこ
とを特徴とする請求項２記載の980 N/mm2 以上の引張強
さを有する曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22437692A JP2621744B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22437692A JP2621744B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665685A true JPH0665685A (ja) | 1994-03-08 |
| JP2621744B2 JP2621744B2 (ja) | 1997-06-18 |
Family
ID=16812788
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22437692A Expired - Lifetime JP2621744B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2621744B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012219284A (ja) * | 2011-04-04 | 2012-11-12 | Nippon Steel Corp | 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| CN109371328A (zh) * | 2018-12-21 | 2019-02-22 | 菏泽学院 | 一种纳米贝氏体钢的制备方法 |
| CN110747405A (zh) * | 2019-10-24 | 2020-02-04 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5365217B2 (ja) | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5703608B2 (ja) | 2009-07-30 | 2015-04-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-08-24 JP JP22437692A patent/JP2621744B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012219284A (ja) * | 2011-04-04 | 2012-11-12 | Nippon Steel Corp | 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| CN109371328A (zh) * | 2018-12-21 | 2019-02-22 | 菏泽学院 | 一种纳米贝氏体钢的制备方法 |
| CN110747405A (zh) * | 2019-10-24 | 2020-02-04 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 |
| CN110747405B (zh) * | 2019-10-24 | 2021-09-14 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2621744B2 (ja) | 1997-06-18 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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