JPH01259120A - 延性の良好な超高強度鋼材の製造方法 - Google Patents
延性の良好な超高強度鋼材の製造方法Info
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- JPH01259120A JPH01259120A JP8723888A JP8723888A JPH01259120A JP H01259120 A JPH01259120 A JP H01259120A JP 8723888 A JP8723888 A JP 8723888A JP 8723888 A JP8723888 A JP 8723888A JP H01259120 A JPH01259120 A JP H01259120A
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Classifications
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、自動車などの鋼構造物に用いられる高強度と
高延性を兼ね備えた複合組織を有する超高強度鋼材の製
造方法に関する。
高延性を兼ね備えた複合組織を有する超高強度鋼材の製
造方法に関する。
近年、自動車産業においては燃費と走行性能向上を目脂
してクラム単位の軽量化が図られている。
してクラム単位の軽量化が図られている。
このため、高強度鋼板の使用比率か高くなっている。し
かし、ハイテン化率、高張力化とも現在では飽和しつつ
ある。この理由としては、引張り強さ（ＴＳ）１００ｋ
ｇｆ／ ｍｍ２を超える超高強度鋼板は概して加工性に
乏しく、また多量の強化元素を含み溶接性か劣るなどの
問題のために部品への成形、溶接が困難であることが考
えられる。したがって、優れた加工性と溶接性を有する
ＴＳが１００ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋２以上の超高強度鋼板が
開発されれば、産業上の利点はきわめて大きいといえる
。
かし、ハイテン化率、高張力化とも現在では飽和しつつ
ある。この理由としては、引張り強さ（ＴＳ）１００ｋ
ｇｆ／ ｍｍ２を超える超高強度鋼板は概して加工性に
乏しく、また多量の強化元素を含み溶接性か劣るなどの
問題のために部品への成形、溶接が困難であることが考
えられる。したがって、優れた加工性と溶接性を有する
ＴＳが１００ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋２以上の超高強度鋼板が
開発されれば、産業上の利点はきわめて大きいといえる
。
超高強度鋼板の強化方法としては従来■回復焼鈍法、■
析出強化法、■変態強化法が主なものであるが、■回復
焼鈍法、■析出強化法で強化された鋼板は引張り強さ８
０ｋｇｆ／ｍｍ２ を超えると延性の低化が著しく、
引張り強さ１００ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ ２級に対する
強化法としては満足できるものではない。■変態強化法
に属するものに、フェライト、マルテンサイトの２相鋼
、いわゆるＤｕａ １−Ｐｈａｓｅ鋼（特公昭５６−１
１７４１）がある。この鋼材はマルテンサイトで強度を
、フェライトで延性を確保することを狙ったもので、高
強度鋼板としては比較的良好な強度−延性バランスを示
すが、それでも引張り強さ１００ｋｇｆ／ ｍｍ ２級
では伸びの値は高々１５％に過ぎず、プレス加工などに
対応しうるものではない。このように、従来型の超高強
度鋼板は、延性を犠牲にして強度を得ているために強度
−延性バランスの指標とされるＴＳ（ｋｇｆ／皿＋２〕
ＸＥＪ［％〕の値も１８００程度が限界であった。
析出強化法、■変態強化法が主なものであるが、■回復
焼鈍法、■析出強化法で強化された鋼板は引張り強さ８
０ｋｇｆ／ｍｍ２ を超えると延性の低化が著しく、
引張り強さ１００ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ ２級に対する
強化法としては満足できるものではない。■変態強化法
に属するものに、フェライト、マルテンサイトの２相鋼
、いわゆるＤｕａ １−Ｐｈａｓｅ鋼（特公昭５６−１
１７４１）がある。この鋼材はマルテンサイトで強度を
、フェライトで延性を確保することを狙ったもので、高
強度鋼板としては比較的良好な強度−延性バランスを示
すが、それでも引張り強さ１００ｋｇｆ／ ｍｍ ２級
では伸びの値は高々１５％に過ぎず、プレス加工などに
対応しうるものではない。このように、従来型の超高強
度鋼板は、延性を犠牲にして強度を得ているために強度
−延性バランスの指標とされるＴＳ（ｋｇｆ／皿＋２〕
ＸＥＪ［％〕の値も１８００程度が限界であった。
このような超高強度鋼板の延性改善を図る手段として、
残留オーステナイトのＴＲＩＰ （Ｔｒａｎｓｆｏｒｍ
ａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ：
変態誘起塑性）効果を利用する方法が、特公昭第５８−
４２２４６号に提示されている。この方法によれば引張
り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＥｌが３０％以上
を示し、ＴＳ Ｘ ＥＪ！の値が３０００を超す高延性
高強度鋼板の製造が可能である。しかしながら、この方
法では素材のＣが０．３５〜０．８５％と高いことから
溶接性に問題があるため自動車用鋼板としての適用性は
狭い。
残留オーステナイトのＴＲＩＰ （Ｔｒａｎｓｆｏｒｍ
ａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ：
変態誘起塑性）効果を利用する方法が、特公昭第５８−
４２２４６号に提示されている。この方法によれば引張
り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＥｌが３０％以上
を示し、ＴＳ Ｘ ＥＪ！の値が３０００を超す高延性
高強度鋼板の製造が可能である。しかしながら、この方
法では素材のＣが０．３５〜０．８５％と高いことから
溶接性に問題があるため自動車用鋼板としての適用性は
狭い。
本発明は、前述のような従来技術の問題を解消し、低炭
素系でＭｎを適量添加した鋼成分でフェライト＋マルテ
ンサイト＋残留オーステナイトの微細な混合組織を有し
、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果によってＴＳが１
００ｋｇｆ／ｎＭｎ２以上、かつＴＳＸＥＪ！の値が３
０００を超える加工性に優れた超高強度鋼材を得ること
を目的とする。
素系でＭｎを適量添加した鋼成分でフェライト＋マルテ
ンサイト＋残留オーステナイトの微細な混合組織を有し
、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果によってＴＳが１
００ｋｇｆ／ｎＭｎ２以上、かつＴＳＸＥＪ！の値が３
０００を超える加工性に優れた超高強度鋼材を得ること
を目的とする。
本発明は残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果による延性
の著しい向上を利用して加工性に優れた超高強度鋼を製
造しようとするものであるが、ＴＲＩＰ効果を有効に働
かせる条件である残留オーステナイトの歪に対する安定
性を高める手段として本発明ではＭｎの添加によるオー
ステナイト安定化効果を利用している。すなわちこれは
低炭素濃度でＭｎを適量添加した鋼をα＋７２相域の本
発明者が見出した所定の温度範囲に加熱することにより
α／γ界面での合金元素の分配によってγ相中に著しく
Ｃ，Ｍｎを濃縮させ、これを室温でまで冷却することに
より３０〜６０％フェライト−２０〜４０％残留オース
テナイト−残部マルテンサイトの３相混合組織とするこ
とにより、歪に対して安定性の高い残留オーステナイト
がフェライト、マルテンサイトの相間にあって有効にＴ
ＲＩＰ効果を発揮して、ＴＳが１００ ｋｇ ｆ ／
ｎｕｎ ２以上、かつＴＳ Ｘ Ｅｊ！の値が３０００
以上を示す延性の良好な超高強度鋼が得られるという知
見にもとづくものである。
の著しい向上を利用して加工性に優れた超高強度鋼を製
造しようとするものであるが、ＴＲＩＰ効果を有効に働
かせる条件である残留オーステナイトの歪に対する安定
性を高める手段として本発明ではＭｎの添加によるオー
ステナイト安定化効果を利用している。すなわちこれは
低炭素濃度でＭｎを適量添加した鋼をα＋７２相域の本
発明者が見出した所定の温度範囲に加熱することにより
α／γ界面での合金元素の分配によってγ相中に著しく
Ｃ，Ｍｎを濃縮させ、これを室温でまで冷却することに
より３０〜６０％フェライト−２０〜４０％残留オース
テナイト−残部マルテンサイトの３相混合組織とするこ
とにより、歪に対して安定性の高い残留オーステナイト
がフェライト、マルテンサイトの相間にあって有効にＴ
ＲＩＰ効果を発揮して、ＴＳが１００ ｋｇ ｆ ／
ｎｕｎ ２以上、かつＴＳ Ｘ Ｅｊ！の値が３０００
以上を示す延性の良好な超高強度鋼が得られるという知
見にもとづくものである。
本発明は重量パーセントで
Ｃ： ０．０５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：４
−６％。
−６％。
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をＡｃ工＋（
Ａｃ３− Ａｃｍ） Ｘ １／１０〜Ａｃ１十（Ａｃ３
− Ａｃｍ） Ｘ ３／４の温度域に１分間以上加熱保
持して炉冷以上の冷却速度で室温に冷却することによっ
て、４０〜６０％フェライト−２０〜４０％残留オース
テナイト−残部マルテンサイトの混合組織とすることを
特徴とする、加工性に優れた超高強度鋼材の製造方法を
提供する。
Ａｃ３− Ａｃｍ） Ｘ １／１０〜Ａｃ１十（Ａｃ３
− Ａｃｍ） Ｘ ３／４の温度域に１分間以上加熱保
持して炉冷以上の冷却速度で室温に冷却することによっ
て、４０〜６０％フェライト−２０〜４０％残留オース
テナイト−残部マルテンサイトの混合組織とすることを
特徴とする、加工性に優れた超高強度鋼材の製造方法を
提供する。
まず、本発明における化学成分的要因について述べる。
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナ
イトの形成に必要不可欠な元素である。
イトの形成に必要不可欠な元素である。
Ｃが０．０５％以下ではオーステナイト安定化効果が不
充分なため延性を向上させるために充分な残留オーステ
ナイト量が得られない。０．３％を超えると溶接性の劣
化が著しくなるので０．３％以下とする。
充分なため延性を向上させるために充分な残留オーステ
ナイト量が得られない。０．３％を超えると溶接性の劣
化が著しくなるので０．３％以下とする。
Ｓｉは本発明においては引張り強さや伸びには大きな影
響を及ぼさず、降伏点を上昇させる効果を有する元素で
ある。すなわち、Ｓｉ含有量が低い場合には降伏点が低
く、Ｓｉ含有量が高い場合には降伏点が高いのでＳｉ含
有量によって降伏点（降伏比）の制御が可能である。３
％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、へ０３
点の上昇を招いて製造性に困難を来すのみであるので上
限を３％とする。
響を及ぼさず、降伏点を上昇させる効果を有する元素で
ある。すなわち、Ｓｉ含有量が低い場合には降伏点が低
く、Ｓｉ含有量が高い場合には降伏点が高いのでＳｉ含
有量によって降伏点（降伏比）の制御が可能である。３
％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、へ０３
点の上昇を招いて製造性に困難を来すのみであるので上
限を３％とする。
ｘｎはオーステナイト安定化元素であり本発明では残留
オーステナイトを得るためのＣの代替元素として重要で
ある。また、Ｍｎを４〜６％添加すると拡散変態は大幅
に抑制され、焼鈍温度からの冷却過程て炉冷以上の冷却
速度ならばマルテンサイト以外の変態生成物は生成しな
いので、焼鈍時の相比率（αニア）と室温における相比
率（α：α′＋７）が等しいことになり、ｍ織制御上で
焼鈍温度と焼鈍時間だけを考慮すれば鋼板の組織中の（
α：α′＋７）の比率を制御できることになる。鋼板の
引張り強さは最終的な組織比率によって決まるので、焼
鈍温度と焼鈍時間を変えることによって鋼板の引張り強
さが制御できることがわかる。Ｍｎ添加量が４％未満て
は残留オーステナイト生成が不充分で、かつ冷却過程で
フェライト、パーライト。
オーステナイトを得るためのＣの代替元素として重要で
ある。また、Ｍｎを４〜６％添加すると拡散変態は大幅
に抑制され、焼鈍温度からの冷却過程て炉冷以上の冷却
速度ならばマルテンサイト以外の変態生成物は生成しな
いので、焼鈍時の相比率（αニア）と室温における相比
率（α：α′＋７）が等しいことになり、ｍ織制御上で
焼鈍温度と焼鈍時間だけを考慮すれば鋼板の組織中の（
α：α′＋７）の比率を制御できることになる。鋼板の
引張り強さは最終的な組織比率によって決まるので、焼
鈍温度と焼鈍時間を変えることによって鋼板の引張り強
さが制御できることがわかる。Ｍｎ添加量が４％未満て
は残留オーステナイト生成が不充分で、かつ冷却過程で
フェライト、パーライト。
ヘイナイトなどの変態生成物が生成しやすくなるために
下限を４％とする。Ｍｎが６％を超えると、残留オース
テナイトは増加するが、必ずしも延性が向上するとは限
らず、単に製造コストを増加させるのみであるから上限
を６％とする。
下限を４％とする。Ｍｎが６％を超えると、残留オース
テナイトは増加するが、必ずしも延性が向上するとは限
らず、単に製造コストを増加させるのみであるから上限
を６％とする。
このような組成の鋼を、α＋７２相域中にあるＡｃ２＋
（Ａｃ、 −Ａｃ工） Ｘ １／１Ｏ−Ａｃ、 ＋
（Ａｃ３〜Ａｃ１） Ｘ ３／４の温度域に１分間以上
加熱することによって微細な炭化物を核にオーステナイ
トを生成させ、α／γの２相状態とする。上記の関係式
は、後に示すように本発明者らが実験的に見出したもの
である。
（Ａｃ、 −Ａｃ工） Ｘ １／１Ｏ−Ａｃ、 ＋
（Ａｃ３〜Ａｃ１） Ｘ ３／４の温度域に１分間以上
加熱することによって微細な炭化物を核にオーステナイ
トを生成させ、α／γの２相状態とする。上記の関係式
は、後に示すように本発明者らが実験的に見出したもの
である。
このとき、Ｍｎを４〜６％含むこの鋼ではＣの長距雛の
拡散は起りにくいためにオーステナイト粒は大きく成長
することなく微細に分散し、フェライト粒も微細に分散
したオーステナイト粒に阻まれて成長できない。このた
めにα／γ２相域に加熱することによって微細かつ等軸
な混合組織が得られる。さらに、α＋７２相域での加熱
保持中には組織はα／γの２相状態となり、α／γ界面
てＣ，Ｍｎの分配が進行してγ相中のＣ，Ｍｎが濃化さ
れる。これにより、γ相は安定化され室温においても準
安定な残留オーステナイトが得られる。ただし、濃度的
な不均一さなどに゛よって一部がマルテンサイトに変態
するので、最終的な組織はフェライト＋マルテンサイト
＋残留オーステナイトの３粗晶合組織になる。このよう
にして生成した残留オーステナイトは歪に対して適度な
不安定性を有するので残留オーステナイトを含む複合組
：ａ鋼はＴＲＩＰ効果によって延性が著しく向上する。
拡散は起りにくいためにオーステナイト粒は大きく成長
することなく微細に分散し、フェライト粒も微細に分散
したオーステナイト粒に阻まれて成長できない。このた
めにα／γ２相域に加熱することによって微細かつ等軸
な混合組織が得られる。さらに、α＋７２相域での加熱
保持中には組織はα／γの２相状態となり、α／γ界面
てＣ，Ｍｎの分配が進行してγ相中のＣ，Ｍｎが濃化さ
れる。これにより、γ相は安定化され室温においても準
安定な残留オーステナイトが得られる。ただし、濃度的
な不均一さなどに゛よって一部がマルテンサイトに変態
するので、最終的な組織はフェライト＋マルテンサイト
＋残留オーステナイトの３粗晶合組織になる。このよう
にして生成した残留オーステナイトは歪に対して適度な
不安定性を有するので残留オーステナイトを含む複合組
：ａ鋼はＴＲＩＰ効果によって延性が著しく向上する。
加熱温度がＡｃ、 ＋ （Ａｃ、 〜Ａｃ１） Ｘ １
／１０未満では加熱した際に７相中へのＣの溶解速度が
遅いためγ相中に充分にＣ量を濃縮させることができな
くなる。その結果として炭化物が多量に析出し、残留オ
ーステナイ１への生成量が不充分で、フェライト量か過
半数を占めるので良好な強度と延性のバランスか得られ
ない。
／１０未満では加熱した際に７相中へのＣの溶解速度が
遅いためγ相中に充分にＣ量を濃縮させることができな
くなる。その結果として炭化物が多量に析出し、残留オ
ーステナイ１への生成量が不充分で、フェライト量か過
半数を占めるので良好な強度と延性のバランスか得られ
ない。
一方、加熱温度かＡｃ工＋（Ａｃ３− Ａｃ１） Ｘ
３／４を越えると加熱中におけるγ相の比率が多くなる
ためγ相中のＣ，Ｍｎの濃縮量が少なく、γ相が充分に
安定化されない。よって冷却時に多量のマルテンサイ１
〜を生じるためにフェライト量が少なくマルテンサイト
量が多く、かつ残留オーステナイトの安定性が低い組織
となるので、そ゛の材質は高強度ではあっても延性の劣
るものとなる。よって、加熱温度はＡｃ、 （Ａｃ、−
八〇□）×１／１０〜八Ｃ１＋（八Ｃ３−Ａｃ、’ ）
Ｘ３／４に限定する。
３／４を越えると加熱中におけるγ相の比率が多くなる
ためγ相中のＣ，Ｍｎの濃縮量が少なく、γ相が充分に
安定化されない。よって冷却時に多量のマルテンサイ１
〜を生じるためにフェライト量が少なくマルテンサイト
量が多く、かつ残留オーステナイトの安定性が低い組織
となるので、そ゛の材質は高強度ではあっても延性の劣
るものとなる。よって、加熱温度はＡｃ、 （Ａｃ、−
八〇□）×１／１０〜八Ｃ１＋（八Ｃ３−Ａｃ、’ ）
Ｘ３／４に限定する。
加熱時間が１分間未満ではγ相の形成が不充分てα／γ
間のＣ，Ｍｎの分配が期待できないので少なくとも１分
間は保持する必要がある。
間のＣ，Ｍｎの分配が期待できないので少なくとも１分
間は保持する必要がある。
次に本発明を実験例および実施例によって具体的に説明
する。
する。
実験
Ｃｏ０．１９％、Ｓｉ：２．０５％、Ｍｎ：４．９６％
、残部Ｆｅオよび不可避的不純物よりなる鋼の板厚１ｍ
ｍの板を６３０°Ｃ〜７３０°Ｃ℃の各温度で１０分加
熱したのち空冷する熱処理を施し、ＪＴＳ ５号引張り
試験片（ＧＬ・５０ｍ）に加工して引張り試験を行なっ
た。本絹のＡｃｍ変態点は６２７°Ｃ，Ａｃ３変態点は
７５１°Ｃであるので、Ａｃ１＋（Ａｃ、 Ａｃｍ
）Ｘ ｌ／１０ ＝６３９（’Ｃ）、 八Ｃｘ ＋（Ａ
Ｃ３Ａｃ、）ｘ３／４＝７２０（℃）である。引張性質
は第１図に示す通りであった。本発明の加熱温度範囲に
あるものはＴＳ Ｘ Ｅ Ｑの値がいずれも３０００以
主の優れた強度−延性バランスを示す。
、残部Ｆｅオよび不可避的不純物よりなる鋼の板厚１ｍ
ｍの板を６３０°Ｃ〜７３０°Ｃ℃の各温度で１０分加
熱したのち空冷する熱処理を施し、ＪＴＳ ５号引張り
試験片（ＧＬ・５０ｍ）に加工して引張り試験を行なっ
た。本絹のＡｃｍ変態点は６２７°Ｃ，Ａｃ３変態点は
７５１°Ｃであるので、Ａｃ１＋（Ａｃ、 Ａｃｍ
）Ｘ ｌ／１０ ＝６３９（’Ｃ）、 八Ｃｘ ＋（Ａ
Ｃ３Ａｃ、）ｘ３／４＝７２０（℃）である。引張性質
は第１図に示す通りであった。本発明の加熱温度範囲に
あるものはＴＳ Ｘ Ｅ Ｑの値がいずれも３０００以
主の優れた強度−延性バランスを示す。
本実験は本発明の対象鋼組成域の略中心の組成で実施さ
れた。本発明鋼における特徴的成分はＭｎとＳｉであり
、上記実験より引き出される結論は本発明の鋼組成域に
適用されると考えても不当ではない。
れた。本発明鋼における特徴的成分はＭｎとＳｉであり
、上記実験より引き出される結論は本発明の鋼組成域に
適用されると考えても不当ではない。
実施例
第１表に示す化学組成を有する板厚１ｍの鋼を第２表に
示す熱処理を施したのちＪＩ５５号引張り試験片（ＧＬ
＝５０ｎｗｎ）に加工して引張り試験を行なった。鋼番
号■〜■は本発明範囲、■はＭｎ過少、■はＣ過少であ
る。引張試験の結果は残留オーステナイト量γＲととも
に第３表に示す。
示す熱処理を施したのちＪＩ５５号引張り試験片（ＧＬ
＝５０ｎｗｎ）に加工して引張り試験を行なった。鋼番
号■〜■は本発明範囲、■はＭｎ過少、■はＣ過少であ
る。引張試験の結果は残留オーステナイト量γＲととも
に第３表に示す。
第３表から、賦香■、■、■、■は本発明の条件を満た
していて、ＴＳ Ｘ ＥＪ！の値もいずれも３０００以
上の優れた強度−延性バランスを示している。加熱温度
の高い■、■では、オーステナイト中のＣ２Ｍｎ濃度が
低くなるため安定性の高い残留オーステナイトが得られ
ないために延性に乏しく硬質なものになる。加熱温度の
低い■では、オーステナイトが新たに生成されないので
、優れた強度−延性バランスは得られない。化学成分が
本発明範囲外であるＶ、■は最適と思われる熱処理を施
しても良好な強度−延性バランスを得ることは出来ない
。
していて、ＴＳ Ｘ ＥＪ！の値もいずれも３０００以
上の優れた強度−延性バランスを示している。加熱温度
の高い■、■では、オーステナイト中のＣ２Ｍｎ濃度が
低くなるため安定性の高い残留オーステナイトが得られ
ないために延性に乏しく硬質なものになる。加熱温度の
低い■では、オーステナイトが新たに生成されないので
、優れた強度−延性バランスは得られない。化学成分が
本発明範囲外であるＶ、■は最適と思われる熱処理を施
しても良好な強度−延性バランスを得ることは出来ない
。
（単位は重量％２℃）
表３ 引張試験結果
〔発−明の効果〕
以上の実施例から明らかなように、本発明によればＴＳ
Ｘ Ｅ、（の値が３０００を超える加工性に優れた超
鋼の熱処理後の引張強さ、伸びおよび引張強さ×伸びと
加熱温度の関係を示す図である。
Ｘ Ｅ、（の値が３０００を超える加工性に優れた超
鋼の熱処理後の引張強さ、伸びおよび引張強さ×伸びと
加熱温度の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量パーセントで Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：４〜
６％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をＡｃ
＿１＋（Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×１／１０〜Ａｃ＿１＋
（Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×３／４の温度域に１分間以上
加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温に冷却すること
によって４０〜６０％フェライト−２０〜４０％残留オ
ーステナイト−残部マルテンサイトの混合組織とするこ
とからなる、加工性に優れた超高強度鋼材の製造方法。
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