JP2612452B2 - 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
高延性高強度冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関し、詳
しくは、引張強さ60kgf/mm2級以上の複合組織高延性高
強度冷延鋼板の製造方法に関する。
しくは、引張強さ60kgf/mm2級以上の複合組織高延性高
強度冷延鋼板の製造方法に関する。
従来の技術 近年、例えば、自動車の軽量化要求への高まりを背景
として、加工性のすぐれた高強度冷延鋼板が使用される
に至つている。このような高強度冷延鋼板としては、既
に、析出、固溶、組織強化等の種々の手段によるものが
従来より知られているが、特に、最近においては、連続
焼鈍技術の普及に伴つて、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た複
合組織高強度冷延鋼板が広く使用されるに至つている。
このような複合組織鋼板を製造するに際して、箱焼鈍に
よる場合は、Ar1点以上の再結晶温度からの冷却速度が
襲いために、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
となるが、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、従つて、低廉に製造することがで
きるからである。
として、加工性のすぐれた高強度冷延鋼板が使用される
に至つている。このような高強度冷延鋼板としては、既
に、析出、固溶、組織強化等の種々の手段によるものが
従来より知られているが、特に、最近においては、連続
焼鈍技術の普及に伴つて、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た複
合組織高強度冷延鋼板が広く使用されるに至つている。
このような複合組織鋼板を製造するに際して、箱焼鈍に
よる場合は、Ar1点以上の再結晶温度からの冷却速度が
襲いために、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
となるが、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、従つて、低廉に製造することがで
きるからである。
一般に、連続焼鈍は、再結晶焼鈍後の冷却方法によつ
て、冷却速度の非常に早い水焼入れ型と、冷却速度の比
較的遅い強制空冷型と、更に、これらの中間の冷却速度
で冷却される気水冷却型又はロール冷却型とに大別され
るが、従来、引張強さ60kgf/mm2以上の高強度冷延鋼
板、特に、80kgf/mm2以上の高強度冷延鋼板の製造に
は、使用合金層の低減、従つて、製造費用の低減の見地
からは水焼入れ型が有利とされている。
て、冷却速度の非常に早い水焼入れ型と、冷却速度の比
較的遅い強制空冷型と、更に、これらの中間の冷却速度
で冷却される気水冷却型又はロール冷却型とに大別され
るが、従来、引張強さ60kgf/mm2以上の高強度冷延鋼
板、特に、80kgf/mm2以上の高強度冷延鋼板の製造に
は、使用合金層の低減、従つて、製造費用の低減の見地
からは水焼入れ型が有利とされている。
しかし、最近、特開昭56−158824号公報に記載されて
いるように、ロール冷却を用いて、低降伏比の高延性高
強度の冷延鋼板を製造する方法が提案されている。この
方法は、Ｃ、Mn及びCr量を規定すると共に、これらの添
加量の間に所定の関係を有せしめた鋼をA1〜A3点に加熱
し、ロール冷却にて50℃／秒以上の速度にて300℃以下
の温度に冷却し、所定時間保持することによつて、低降
伏比の高延性高強度冷延鋼板を得ようとするものであ
る。しかし、本発明者らによれば、上記所定の化学成分
を有する鋼を用いて、同様の方法で連続焼鈍を施して
も、低降伏比で高延性高強度の冷延鋼板、例えば、引張
強さ100kgf/mm2程度の高強度冷延鋼板については、同時
に低降伏比と高延性とを有せしめることは困難であるこ
とが見出された。
いるように、ロール冷却を用いて、低降伏比の高延性高
強度の冷延鋼板を製造する方法が提案されている。この
方法は、Ｃ、Mn及びCr量を規定すると共に、これらの添
加量の間に所定の関係を有せしめた鋼をA1〜A3点に加熱
し、ロール冷却にて50℃／秒以上の速度にて300℃以下
の温度に冷却し、所定時間保持することによつて、低降
伏比の高延性高強度冷延鋼板を得ようとするものであ
る。しかし、本発明者らによれば、上記所定の化学成分
を有する鋼を用いて、同様の方法で連続焼鈍を施して
も、低降伏比で高延性高強度の冷延鋼板、例えば、引張
強さ100kgf/mm2程度の高強度冷延鋼板については、同時
に低降伏比と高延性とを有せしめることは困難であるこ
とが見出された。
そこで、本発明者らは、かかる問題を解決するために
に鋭意研究した結果、引張強さ60kgf/mm2以上の高強度
で、低降伏比であつて、且つ、引張強さ（kgf/mm2）と
伸び（％）との積が2000以上であるような高延性を得る
には、Ｃ−Mn系の鋼にSiを所定量添加すると共に、空冷
圧延後の再結晶加熱において、A1点以上に加熱した後、
Ｃ、Mn及びCr量にて規定される所定の温度まで強制空冷
し、この所定の温度から400℃以下の所定の温度まで冷
却速度50℃／秒以上にてロール冷却し、次いで、この40
0℃以下の温度にて過時効処理を施すことによつて、非
常にＣ濃度の高い硬いマルテンサイトと極めて軟質のフ
エライトとからなる複合組織冷延鋼板を得ることができ
ることを見出して、本発明に至つたものである。
に鋭意研究した結果、引張強さ60kgf/mm2以上の高強度
で、低降伏比であつて、且つ、引張強さ（kgf/mm2）と
伸び（％）との積が2000以上であるような高延性を得る
には、Ｃ−Mn系の鋼にSiを所定量添加すると共に、空冷
圧延後の再結晶加熱において、A1点以上に加熱した後、
Ｃ、Mn及びCr量にて規定される所定の温度まで強制空冷
し、この所定の温度から400℃以下の所定の温度まで冷
却速度50℃／秒以上にてロール冷却し、次いで、この40
0℃以下の温度にて過時効処理を施すことによつて、非
常にＣ濃度の高い硬いマルテンサイトと極めて軟質のフ
エライトとからなる複合組織冷延鋼板を得ることができ
ることを見出して、本発明に至つたものである。
発明が解決しようとする問題点 従つて、本発明は、引張強さ60kgf/mm2以上と複合組
織高延性高強度冷延鋼板を安定して製造し得る方法を提
供することを目的とする。
織高延性高強度冷延鋼板を安定して製造し得る方法を提
供することを目的とする。
問題点を解決するための手段 本発明による高延性高強度冷延鋼板の製造方法は、重
量％で （ａ）C 0.05〜0.30％、 Si 1.1〜2.5％、及び Mn 0.5〜2.5％を含有し、更に、 （ｂ）P 0.01〜0.15％、 Cr 0.05〜1.0％、及び Mo 0.05〜0.6％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼の熱間圧延し、
酸洗し、冷間圧延した後、再結晶加熱するに際して、加
熱温度をAc1点以上に保持して焼鈍し、次いで、Mneqを Mneq＝Mn＋0.31Si＋2.9P＋0.9Cr とし、冷却停止温度をTqとするとき、 689＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２≦Tq＜739 ＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２ を満たす温度Tqまで冷却し、ロール冷却にて50℃／秒以
上の冷却速度にて400℃以下の温度まで冷却し、この400
℃以下の温度にて過時効処理を施すことを特徴とする。
量％で （ａ）C 0.05〜0.30％、 Si 1.1〜2.5％、及び Mn 0.5〜2.5％を含有し、更に、 （ｂ）P 0.01〜0.15％、 Cr 0.05〜1.0％、及び Mo 0.05〜0.6％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼の熱間圧延し、
酸洗し、冷間圧延した後、再結晶加熱するに際して、加
熱温度をAc1点以上に保持して焼鈍し、次いで、Mneqを Mneq＝Mn＋0.31Si＋2.9P＋0.9Cr とし、冷却停止温度をTqとするとき、 689＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２≦Tq＜739 ＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２ を満たす温度Tqまで冷却し、ロール冷却にて50℃／秒以
上の冷却速度にて400℃以下の温度まで冷却し、この400
℃以下の温度にて過時効処理を施すことを特徴とする。
先ず、本発明の方法において用いる鋼の化学成分の限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
Ｃは、鋼板の引張強さを支配する重要な元素であり、
マルテンサイト組織を得るためには、少なくとも0.05％
の添加を必要とし、強度を高める観点からは多いほどよ
いが、反面、過多に添加するときは、第２相体積率が高
くなり、延性を確保し難くなり、また、スポツト溶接性
も低下するので、その上限を0.30％とする。
マルテンサイト組織を得るためには、少なくとも0.05％
の添加を必要とし、強度を高める観点からは多いほどよ
いが、反面、過多に添加するときは、第２相体積率が高
くなり、延性を確保し難くなり、また、スポツト溶接性
も低下するので、その上限を0.30％とする。
Siは、鋼をその延性を劣化させないで強化すると共
に、Ac1点以上の温度での加熱後の強制空冷過程でのフ
エライトの生成及び成長を促進し、且つ、過時効処理後
のフエライト中の固溶Ｃ量を低減させ、軟質のフエライ
トを得るために必須の元素である。
に、Ac1点以上の温度での加熱後の強制空冷過程でのフ
エライトの生成及び成長を促進し、且つ、過時効処理後
のフエライト中の固溶Ｃ量を低減させ、軟質のフエライ
トを得るために必須の元素である。
そのために、本発明においては、Siは、少なくとも1.
1％を添加することが必要であるが、過多に添加すると
きは、製造費用を高めるのみならず、適正な再結晶温度
域を高温にするので、2.5％以下とする。
1％を添加することが必要であるが、過多に添加すると
きは、製造費用を高めるのみならず、適正な再結晶温度
域を高温にするので、2.5％以下とする。
Mnは、オーステナイト相を安定化し、冷却過程におけ
る主としてマルテンサイトからなる低温変態生成物の生
成を容易にするために添加される。添加量が0.5％より
も少ないときは、ロール冷却開始温度が高くなるため
に、冷却用ロールを多数必要とし、設備費の増大を招い
て好ましくない。また、過多に添加するときは、オース
テナイト相への濃化によつて第２層の体積率が増加し
て、Ｃ濃縮が弱まることから、その添加量は2.5％以下
とする。
る主としてマルテンサイトからなる低温変態生成物の生
成を容易にするために添加される。添加量が0.5％より
も少ないときは、ロール冷却開始温度が高くなるため
に、冷却用ロールを多数必要とし、設備費の増大を招い
て好ましくない。また、過多に添加するときは、オース
テナイト相への濃化によつて第２層の体積率が増加し
て、Ｃ濃縮が弱まることから、その添加量は2.5％以下
とする。
Ｐは、0.01％以上の添加によつて、Siと同様に鋼の強
化のために有効であるが、0.15％を越えて過多に添加す
れば、スポツト溶接性を阻害する。
化のために有効であるが、0.15％を越えて過多に添加す
れば、スポツト溶接性を阻害する。
Cr及びMoは、それぞれMnと同様に、オーステナイト相
を安定化し、冷却過程での低温変態生成物の生成を容易
にするのに有効である。この効果を有効に発揮させるた
めには、それぞれ0.05％の添加を必要とするが、一方、
多すぎるときは、延性の低下をもたらすと共に、これら
合金元素は高価であるので、その上限は、Crについては
1.0％、Moについては0.6％とする。
を安定化し、冷却過程での低温変態生成物の生成を容易
にするのに有効である。この効果を有効に発揮させるた
めには、それぞれ0.05％の添加を必要とするが、一方、
多すぎるときは、延性の低下をもたらすと共に、これら
合金元素は高価であるので、その上限は、Crについては
1.0％、Moについては0.6％とする。
本発明の方法によれば、上記のような化学組成を有す
る鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブとし、これを熱間
圧延する。特に、本発明の方法においては、この熱間圧
延において、Ar3点以上の温度にて仕上圧延し、600℃以
下の温度にて巻取ることが好ましい。
る鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブとし、これを熱間
圧延する。特に、本発明の方法においては、この熱間圧
延において、Ar3点以上の温度にて仕上圧延し、600℃以
下の温度にて巻取ることが好ましい。
このようにして得られる熱間圧延板を常法に従つて酸
洗し、再結晶させるために30％以上の冷延率にて冷間圧
延を施し、次いで、再結晶加熱するに際して、その加熱
温度をAc1点以上に10秒乃至10分間保持して焼鈍し、次
いで、Mneqを Mneq＝Mn＋0.31Si＋2.9P＋0.9Cr とし、冷却停止温度をTqとするとき、 689＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２≦Tq＜739 ＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２ を満たす温度Tqまで強制空冷した後、ロール冷却にて50
℃／秒以上の冷却速度にて400℃以下の温度まで冷却
し、この400℃以下の温度にて10秒乃至10分間過時効処
理を施す。
洗し、再結晶させるために30％以上の冷延率にて冷間圧
延を施し、次いで、再結晶加熱するに際して、その加熱
温度をAc1点以上に10秒乃至10分間保持して焼鈍し、次
いで、Mneqを Mneq＝Mn＋0.31Si＋2.9P＋0.9Cr とし、冷却停止温度をTqとするとき、 689＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２≦Tq＜739 ＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２ を満たす温度Tqまで強制空冷した後、ロール冷却にて50
℃／秒以上の冷却速度にて400℃以下の温度まで冷却
し、この400℃以下の温度にて10秒乃至10分間過時効処
理を施す。
通常、再結晶加熱後に強制空冷やロール冷却等のよう
に、冷却速度の比較的遅い冷却方法によつて、複合組織
鋼の第２相としてマルテンサイトを得るためには、Mn等
のような焼入れ能を高める元素を多量に添加する必要が
あることが知られている。しかし、このように、Mn等の
元素を多量に添加するときは、鋼製造費用を高めるのみ
ならず、冷却過程におけるフエライトの生成及び成長が
遅れるために、オーステナイトの体積収縮が十分でなく
なり、その結果、短時間の過時効処理にて高Ｃ濃度の硬
いマルテンサイトを得ることができない。
に、冷却速度の比較的遅い冷却方法によつて、複合組織
鋼の第２相としてマルテンサイトを得るためには、Mn等
のような焼入れ能を高める元素を多量に添加する必要が
あることが知られている。しかし、このように、Mn等の
元素を多量に添加するときは、鋼製造費用を高めるのみ
ならず、冷却過程におけるフエライトの生成及び成長が
遅れるために、オーステナイトの体積収縮が十分でなく
なり、その結果、短時間の過時効処理にて高Ｃ濃度の硬
いマルテンサイトを得ることができない。
また、Mnは、フエライト中の固相Ｃ量を減らす作用を
有するので、過時効処理前の固溶Ｃ量が減少し、かくし
て、Mn量の多い鋼は、過時効処理後のフエライト中の固
溶Ｃ量が多くなり、その延性が劣化し、高延性高強度冷
延鋼板を得ることができない。
有するので、過時効処理前の固溶Ｃ量が減少し、かくし
て、Mn量の多い鋼は、過時効処理後のフエライト中の固
溶Ｃ量が多くなり、その延性が劣化し、高延性高強度冷
延鋼板を得ることができない。
しかしながら、本発明の方法によれば、第１図に示す
ように、A1点以上の温度に適宜時間、好ましくは10秒か
ら10分間程度保持する再結晶加熱後に、所定の条件下で
強制空冷とロール冷却とを行なつて、400℃以下に冷却
し、引続いてその温度に適宜時間、好ましくは10秒から
10分間程度保持して過時効処理するヒートサイクルにお
いて、強制空冷過程でオーステナイト相からのフエライ
トの生成及び成長を促進させるために、鋼に所定量のSi
を添加すると共に、所定の温度から400℃以下の温度ま
でロール冷却し、その温度で過時効処理を施すことによ
つて、硬いマルテンサイトと共に、固溶Ｃ量が少なく、
極めて軟質であるフエライトとからなる複合組織を有す
る冷延鋼板を得ることができるのである。
ように、A1点以上の温度に適宜時間、好ましくは10秒か
ら10分間程度保持する再結晶加熱後に、所定の条件下で
強制空冷とロール冷却とを行なつて、400℃以下に冷却
し、引続いてその温度に適宜時間、好ましくは10秒から
10分間程度保持して過時効処理するヒートサイクルにお
いて、強制空冷過程でオーステナイト相からのフエライ
トの生成及び成長を促進させるために、鋼に所定量のSi
を添加すると共に、所定の温度から400℃以下の温度ま
でロール冷却し、その温度で過時効処理を施すことによ
つて、硬いマルテンサイトと共に、固溶Ｃ量が少なく、
極めて軟質であるフエライトとからなる複合組織を有す
る冷延鋼板を得ることができるのである。
即ち、本発明の方法においては、非常にＣ濃度の高い
マルテンサイトと極めて軟質のフエライトを有する複合
組織冷延鋼板を得るために、A1点以上に再結晶加熱後、
前記式で規定される最適のロール冷却開始温度Tqまで強
制空冷し、次いで、ロール冷却し、400℃以下の温度に
所定時間保持する。強制空冷における冷却速度は５〜30
℃／秒が適当である。また、ロール冷却の速度は50℃／
秒以上であり、好ましくは50〜300℃／秒の範囲であ
る。
マルテンサイトと極めて軟質のフエライトを有する複合
組織冷延鋼板を得るために、A1点以上に再結晶加熱後、
前記式で規定される最適のロール冷却開始温度Tqまで強
制空冷し、次いで、ロール冷却し、400℃以下の温度に
所定時間保持する。強制空冷における冷却速度は５〜30
℃／秒が適当である。また、ロール冷却の速度は50℃／
秒以上であり、好ましくは50〜300℃／秒の範囲であ
る。
ロール冷却開始温度が前記式で規定されるTqよりも高
いときは、オーステナイト中へのＣの濃縮が十分でな
く、従つて、過時効処理後の鋼板のマルテンサイト体積
率が多くなり、延性が劣化し、他方、ロール冷却開始温
度が前記式で規定されるTqよりも低いときは、第２層が
ベイナイトとなり、強度が著しく低下し、このように、
いずれの場合も、強度−延性バランスが劣化する。しか
しながら、本発明の方法に従つて、再結晶加熱後、Tqの
範囲内に強制空冷することによつて、オーステナイト中
へのＣの濃化が極めて高くなり、過時効処理後の鋼板の
マルテンサイト体積率が小さくなり、強度−延性バラン
スが著しく改善されるのである。
いときは、オーステナイト中へのＣの濃縮が十分でな
く、従つて、過時効処理後の鋼板のマルテンサイト体積
率が多くなり、延性が劣化し、他方、ロール冷却開始温
度が前記式で規定されるTqよりも低いときは、第２層が
ベイナイトとなり、強度が著しく低下し、このように、
いずれの場合も、強度−延性バランスが劣化する。しか
しながら、本発明の方法に従つて、再結晶加熱後、Tqの
範囲内に強制空冷することによつて、オーステナイト中
へのＣの濃化が極めて高くなり、過時効処理後の鋼板の
マルテンサイト体積率が小さくなり、強度−延性バラン
スが著しく改善されるのである。
本発明の方法においては、過時効処理の温度は、400
℃以下である。過時効処理の温度が400℃よりも高いと
きは、第２相がベイナイトとなり、強度−延性バランス
が低くなる。本発明に従つて、過時効処理温度を400℃
以下とすることによつて、第２相がマルテンサイトとな
ると共に、フエライト中の固溶Ｃも減少し、フエライト
が軟質となるために、強度−延性バランスにすぐれる複
合組織冷延鋼板を得ることができる。尚、このようにし
て得られる冷延鋼板のミクロ組織は、詳細な観察の結
果、若干の残留オーステナイトとベイナイトとが存在す
ることが認められる。
℃以下である。過時効処理の温度が400℃よりも高いと
きは、第２相がベイナイトとなり、強度−延性バランス
が低くなる。本発明に従つて、過時効処理温度を400℃
以下とすることによつて、第２相がマルテンサイトとな
ると共に、フエライト中の固溶Ｃも減少し、フエライト
が軟質となるために、強度−延性バランスにすぐれる複
合組織冷延鋼板を得ることができる。尚、このようにし
て得られる冷延鋼板のミクロ組織は、詳細な観察の結
果、若干の残留オーステナイトとベイナイトとが存在す
ることが認められる。
発明の効果 以上のように、本発明の方法によれば、熱間圧延板の
製造条件及び連続焼鈍条件を適正化することによつて、
第２相中へのＣの濃縮を非常に高めて、十分に硬く、且
つ、微細に分散されたマルテンサイトを得ると共に、フ
エライト中に十分な量のＣを析出させることによつて、
フエライトを柔らかくするので、安定して低降伏比であ
つて、且つ、延性のすぐれた高強度の冷延鋼板を得るこ
とができる。
製造条件及び連続焼鈍条件を適正化することによつて、
第２相中へのＣの濃縮を非常に高めて、十分に硬く、且
つ、微細に分散されたマルテンサイトを得ると共に、フ
エライト中に十分な量のＣを析出させることによつて、
フエライトを柔らかくするので、安定して低降伏比であ
つて、且つ、延性のすぐれた高強度の冷延鋼板を得るこ
とができる。
特に、本発明の方法によれば、Siを所定量添加するこ
とによつて、Ac1点以上に再結晶加熱後、強制空冷過程
にてフエライトの生成及び成長を促し、且つ、ロール冷
却開始温度を前記所定のTqとすることによつて、ロール
冷却直前の鋼板のオーステナイト中へのＣの濃化が極め
て高くなり、更に、過時効処理温度を400℃以下にする
ことによつて、非常に硬いマルテンサイトと極めて軟質
のフエライトからなる複合組織を得ることができるため
に、強度−延性バランスにすぐれる複合組織冷延鋼板を
得ることができる。従つて、かかる鋼板は、例えば、自
動車用に好適に用いることができる。
とによつて、Ac1点以上に再結晶加熱後、強制空冷過程
にてフエライトの生成及び成長を促し、且つ、ロール冷
却開始温度を前記所定のTqとすることによつて、ロール
冷却直前の鋼板のオーステナイト中へのＣの濃化が極め
て高くなり、更に、過時効処理温度を400℃以下にする
ことによつて、非常に硬いマルテンサイトと極めて軟質
のフエライトからなる複合組織を得ることができるため
に、強度−延性バランスにすぐれる複合組織冷延鋼板を
得ることができる。従つて、かかる鋼板は、例えば、自
動車用に好適に用いることができる。
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何ら限定されるものではない。
これら実施例により何ら限定されるものではない。
実施例１ 第１表に示す化学組成を有する鋼を仕上温度850〜900
℃、巻取り温度500〜600℃にて厚さ2.8mmに熱間圧延し
た後、酸洗し、厚さ0.8mmに冷間圧延した。次いで、第
２表に示すように、800〜850℃の温度範囲に90秒間加熱 保持した後、冷却速度15℃／秒にて強制空冷し、320〜7
00℃の温度から200℃／秒にてロール冷却し、250〜450
℃の範囲で過時効処理を施した。
℃、巻取り温度500〜600℃にて厚さ2.8mmに熱間圧延し
た後、酸洗し、厚さ0.8mmに冷間圧延した。次いで、第
２表に示すように、800〜850℃の温度範囲に90秒間加熱 保持した後、冷却速度15℃／秒にて強制空冷し、320〜7
00℃の温度から200℃／秒にてロール冷却し、250〜450
℃の範囲で過時効処理を施した。
このようにして得られた鋼板の機械的性質を第２表に
示す。
示す。
（１） Siの効果 比較鋼Ａは、Si量が本発明にて規定する範囲内にな
く、0.20％であり、この鋼種について、Si量を高めて、
本発明で規定する範囲内の成分組成としたものが発明鋼
Ｅである。従つて、比較鋼１と発明鋼８とは、共にほぼ
同一の温度で連続焼鈍され、ロール冷却開始温度も本発
明の所定の範囲内であるが、比較鋼１は第２相（マルテ
ンサイト）の体積率が高いために、延性が低く、強度−
延性バランスが発明鋼８よりも低い。
く、0.20％であり、この鋼種について、Si量を高めて、
本発明で規定する範囲内の成分組成としたものが発明鋼
Ｅである。従つて、比較鋼１と発明鋼８とは、共にほぼ
同一の温度で連続焼鈍され、ロール冷却開始温度も本発
明の所定の範囲内であるが、比較鋼１は第２相（マルテ
ンサイト）の体積率が高いために、延性が低く、強度−
延性バランスが発明鋼８よりも低い。
比較鋼Ｂも、Si量が0.51％であつて、本発明で規定す
る範囲をはずれている。この鋼種について、Si量を高め
て、本発明で規定する範囲内の成分組成としたものが鋼
種Ｆである。従つて、 比較鋼２及び発明鋼10は、いずれも本発明で規定する適
正な条件にて熱処理が施されているにもかかわらず、比
較鋼２は発明鋼10に比較して、第２相マルテンサイトの
体積率が高く、強度−延性バランスが低い。
る範囲をはずれている。この鋼種について、Si量を高め
て、本発明で規定する範囲内の成分組成としたものが鋼
種Ｆである。従つて、 比較鋼２及び発明鋼10は、いずれも本発明で規定する適
正な条件にて熱処理が施されているにもかかわらず、比
較鋼２は発明鋼10に比較して、第２相マルテンサイトの
体積率が高く、強度−延性バランスが低い。
（２） ロール冷却開始温度の効果 鋼種Ｃについて、引張強さ×伸びとTgとの関係を第２
図に示す。
図に示す。
鋼種Ｃについて、本発明によつて規定されるロール冷
却の開始温度よりも高い場合が比較鋼３、低い場合が比
較鋼４である。発明鋼５は、本発明によつて規定される
温度からロール冷却を開始した場合である。いずれの比
較鋼も、発明鋼に比べて、それぞれ伸びが低く、また、
引張強さが低いために、強度−延性バランスに劣る。
却の開始温度よりも高い場合が比較鋼３、低い場合が比
較鋼４である。発明鋼５は、本発明によつて規定される
温度からロール冷却を開始した場合である。いずれの比
較鋼も、発明鋼に比べて、それぞれ伸びが低く、また、
引張強さが低いために、強度−延性バランスに劣る。
（３） 過時効処理温度の効果 鋼種Ｅについて、450℃で過時効処理したものが比較
鋼７、300℃で過時効処理したものが発明鋼８である。
過時効処理温度の高い比較鋼７は、強度が低く、発明鋼
８よりも強度−延性バランスに劣る。
鋼７、300℃で過時効処理したものが発明鋼８である。
過時効処理温度の高い比較鋼７は、強度が低く、発明鋼
８よりも強度−延性バランスに劣る。
第１図は本発明の方法による水焼入れ方式の連続焼鈍に
おける熱サイクルを示す模式的なグラフ、第２図は、0.
16％Ｃ−1.50％Si−2.03％MnのTqと強度−延性バランス
との関係を示すグラフである。
おける熱サイクルを示す模式的なグラフ、第２図は、0.
16％Ｃ−1.50％Si−2.03％MnのTqと強度−延性バランス
との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で （ａ）C 0.05〜0.30％、 Si 1.1〜2.5％、及び Mn 0.5〜2.5％を含有し、更に、 （ｂ）P 0.01〜0.15％、 Cr 0.05〜1.0％、及び Mo 0.05〜0.6％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延した後、再結晶加熱するに際して、加熱
温度をAc1点以上に保持して焼鈍し、次いで、Mneqを Mneq＝Mn＋0.31Si＋2.9P＋0.9Cr とし、冷却停止温度をTqとするとき、 689＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２≦Tq＜739 ＋22.5Mneq−53.9（Mneq）２ を満たす温度Tqまで強制空冷し、ロール冷却にて50℃／
秒以上の冷却速度にて400℃以下の温度まで冷却し、こ
の400℃以下の温度にて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 |
|---|---|---|---|
| JP18056587A JP2612452B2 (ja) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18056587A JP2612452B2 (ja) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6425921A JPS6425921A (en) | 1989-01-27 |
| JP2612452B2 true JP2612452B2 (ja) | 1997-05-21 |
Family
ID=16085502
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18056587A Expired - Fee Related JP2612452B2 (ja) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2612452B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0830212B2 (ja) * | 1990-08-08 | 1996-03-27 | 日本鋼管株式会社 | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| WO1993018308A1 (en) * | 1992-03-09 | 1993-09-16 | Hitachi Construction Machinery Co., Ltd. | Hydraulically driving system |
| US5575148A (en) * | 1993-11-30 | 1996-11-19 | Hitachi Construction Machinery Co., Ltd. | Hydraulic pump control system |
| JP5631944B2 (ja) | 2012-08-22 | 2014-11-26 | 八千代工業株式会社 | サンルーフ装置 |
-
1987
- 1987-07-20 JP JP18056587A patent/JP2612452B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6425921A (en) | 1989-01-27 |
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