JPH0235013B2 - Renzokushodonnyoruchokokyodoreienkohannoseizohoho - Google Patents
RenzokushodonnyoruchokokyodoreienkohannoseizohohoInfo
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- JPH0235013B2 JPH0235013B2 JP11851081A JP11851081A JPH0235013B2 JP H0235013 B2 JPH0235013 B2 JP H0235013B2 JP 11851081 A JP11851081 A JP 11851081A JP 11851081 A JP11851081 A JP 11851081A JP H0235013 B2 JPH0235013 B2 JP H0235013B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は連続焼鈍による超高強度冷延鋼板の製
造方法の創案に係り、引張強度が80Kg／mm2以上を
有する超高強度冷延鋼板をバラツキの少ない状態
で安定且つ的確に製造することのできる方法を提
供しようとするものである。 近時自動車における安全対策および燃費向上の
ため軽量化を図るべく、ドアやフードなどの外板
類メンバー、ドアインナー、フードリツヂなどの
内板類、バンパーおよびバンパーレインホースメ
ント、ドアインパクトトバーなどの補強部材に高
強度冷延鋼板が使用されるようになつた。然して
このような各種補強部材に用いられた高強度冷延
鋼板の引張強さレベルは60〜140Kg／mm2クラスで
あり、特に80Kg／mm2以上の超高強度冷延鋼板は板
厚減少による軽量化の効果が著しいため最近は積
極的に採用される方向にある。ところでこの引張
強さ80Kg／mm2以上の超高強度冷延鋼板を製造する
方法としては特開昭53−28515号に示されている
ようなマルテンサイトの体積率を増すことによる
変態組織強化が最も効率的な方法であるが、この
方法によるものでは熱処理条件の変動による強度
の変動が大きいためコイル間或いはコイル内の強
度バラツキが大きい。又このような超高強度冷延
鋼板は通常のプレス成形では所定形状とすること
が難しいので一般的にはロール成形が用いられ、
このロール成形において最も大きな問題は前記し
た強度のバラツキであり、これが大きいと一定形
状のものを安定に作ることが難しく、ロール成形
条件をその強度如何によつて変化して対処しなけ
ればならないこととなり、煩雑であると共にこの
ように変化させても必ずしも安定な成形を得難い
こととなる。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、80Kg／mm2以上の超高
強度を確保すると共にその強度バラツキの少ない
冷延鋼板を適切に製造することに成功したもので
ある。即ち引張強さ80Kg／mm2以上の超高強度冷延
鋼板を得るにはマルテンサイトの体積率を高める
ことが有効であるが、これを達成するには、水焼
入れタイプの連続焼鈍設備を利用するのが最も効
率的である。即ち、フエライト＋オーステナイト
の混合領域まで加熱し、次いで該温度から水焼入
れすることによりフエライト＋マルテンサイトの
混合組織が得られるが、この場合において加熱温
度を高くするほど、マルテンサイトの体積率が増
し、それに比例して強度が高くなる。ところで、
前記したような超高強度鋼板の強度のバラツキは
加熱温度の変動によるマルテンサイト体積率の変
動に基づくものであり、工業的規模の連続焼鈍設
備における加熱温度の変動は目標温度±25℃程度
であるが、本発明ではこの程度温度が変動して
も、強度のバラツキが極めて小さい超高強度鋼板
を得しめるようにしたものである。 即ちこのような本発明はＣ：0.06〜0.20％、
Mn：0.50〜1.70％、Si：0.02〜1.00％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030％以下、sol.Al：0.01〜0.100％
を基本成分とし、これにNb、Ｖ、Tiを１種また
は２種以上を合計で0.01〜0.20％の範囲で添加
し、残部Feおよび不可避不純物より成る鋼を通
常の条件で熱延および冷延後、水焼入れタイプの
連続焼鈍設備に通して800〜870℃の温度での総計
が10〜300secとなるように保つた後、水焼入れ
し、次いで300℃以下の温度で、10〜600sec焼戻
してから、室温まで冷却することを特徴とする引
張強さが80Kg／mm2以上の超高強度冷延鋼板の製造
方法に関するもので、焼鈍条件の変動による強度
のバラツキの少ない製造を得しめるものである。 上記のような本発明における限定理由について
説明すると以上の如くである。 Ｃ：0.06〜0.20％． Ｃは、マルテンサイトを得る上で必須の元素で
あり、このＣ量が低くなると所定のマルテンサイ
ト量が得られずに強度不足を招くため下限は0.06
％に限定され、上限の0.20％は良好な溶接性を得
る上で限定される。 Mn：0.50〜1.70％． Mnは、変態点を下げ、さらにオーステナイト
の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサ
イトと体積率をコントロールし、所定の強度を得
る上で重要な役割りをする。即ち、下限はマルテ
ンサイトを安定して得るための限界であり、又上
限は冷却速度の非常に速い水焼入れタイプの連続
焼鈍設備を利用するため、これ以上の添加しても
効果が飽和することから決められる。 Si：0.02〜1.00％． Siは、固溶体強化により、マルテンサイトの体
積率を減少させることが可能であり、これによ
り、良好な強度−延性バランスを与えることがで
きる。範囲は0.02〜1.00％に限定されるが0.02％
未満では固溶体強化が期待できず、またSiはMn
と異なり、変態点を高める元素であつて、1.00％
を越えた添加はマルテンサイトを得るための加熱
温度をかなり高める必要が生じてくるのは不適で
ある。 Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下． Ｐ、Ｓは、鋼板の加工性を考慮した場合低い方
が好ましく、0.030％以下に限定される。 sol.Al：0.01〜0.10％． Alは、鋼の脱酸のために使用されるが、sol.Al
で0.010％未満ではシリケート介在物が残り、鋼
の加工性が劣化するのでsol.Alで0.010％を超える
必要がある。また0.10％以上のsol.Alの残留は表
面疵の増加を招くので好ましくない。 本発明は前述のように強度のバラツキが少ない
超高強度鋼板の製造方法に関するものであるが、
この強度バラツキの最大の要因は連続焼鈍時の加
熱温度のバラツキによるマルテンサイト体積率の
バラツキによるものであり、以下に述べる方法に
より、加熱温度の変化による強度の変化を極めて
小さくすることが可能となつた。即ち、本発明で
は析出強化元素であるNb、Ti、Ｖを１種または
２種以上、合計で0.01〜0.20％の範囲で添加し、
鋼板をマルテンサイトによつてだけでなく、析出
強化によつて補うというものである。つまり、マ
ルテンサイトは加熱温度が高くなるほど増加する
ので、マルテンサイトによる強化は加熱温度が高
くなるほど上昇するが、一方、析出強化は加熱温
度が高くなるほど析出物が成長するので減少し、
前記のように800〜870℃の特定範囲に加熱すると
共にNb、Ti、Ｖの１種または２種以上を0.01〜
0.20％の範囲で添加することによりこれらの関係
が満足され、マルテンサイトによる強化と析出強
化が適切にバランスされて、強度のバラツキの小
さい鋼板が製造可能となる。前記析出強化元素の
添加量が0.01％未満では析出強化能が小さいので
効果が少なく、又0.20％を超えた添加は効果が飽
和するのでこれ以上の添加は必要ない。 次に連続焼鈍における熱サイクルに関していは
次のような限定がある。即ちまず、加熱温度は
800〜870℃の範囲に限定されるが、この下限はフ
エライトの50％以上が再結晶してフエライト＋オ
ーステナイトの混合組織が安定して形成され、こ
れにつづく水焼入れによつてマルテンサイトが得
られる温度であり、又上限は連続焼鈍によつて高
めることのできる最高の加熱温度である。この温
度範囲では、加熱温度が高くなるほどマルテンサ
イトの体積率が増大し、マルテンサイトによる強
化比率が高くなる。均熱時間は10〜300secに限定
されるが、下限はフエライト＋オーステナイトが
安定して形成される時間であり、上限は生産性を
考慮して決定される。 又上記のような加熱・均熱により、フエライト
＋オーステナイトの混合組織とした後噴流水中で
水焼入れされる。これによりオーステナイトはマ
ルテンサイトに変態し、フエライト＋マルテンサ
イトの混合組織が得られる。水焼入れ方式は冷却
速度が極めて速く、2000℃／secにも達するため、
鋼の焼入れ性を高める合金元素であるMn、Cr、
Moなどについては、Mnを1.70％以下で添加する
程度で充分マルテンサイトを得ることが可能であ
りCr、Moなどの高価な元素は全く必要としな
い。 前述のような水焼入れままでは固溶Ｃが多く、
熱的に不安定であるため、300℃以下の温度で焼
戻し処理を行なう。300℃を超えるとマルテンサ
イトが軟化し、強度が急激に低下するので、300
℃が焼戻しの上限となる。焼戻し処理の時間は10
〜600secであり、10sec未満では焼戻しの効果が
なく、60secを超えると生産性が劣化するのでこ
れが上限となる。 即ち上述したような各範囲に限定して操業する
ことにより、強度のバラツキが少なく、引張強さ
80Kg／mm2以上の超高強度鋼板が安定して製造でき
る。 本発明方法によるものの具体的な実施例につい
て説明すると以下の通りである。 次の第１表に示すような成分組成を有するＡ、
Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの各鋼を転炉で出鋼した後、連続
鋳造によつてスラブとなし、仕上温度870℃、捲
取温度560℃で2.8mmの熱延板となし、次いで酸洗
してから1.0mmに冷間圧延し、水焼入れタイプ一
部比較のためにガスジエツトによる冷却もなし得
るようにした連続焼鈍設備により種々の熱サイク
ルで焼鈍するようにNbのみを含有させた鋼種Ａ
については後述する第２表に示すような鋼板１〜
１２、Tiを含有した鋼種Ｂは鋼板１３〜１５、
Ｖを含有した鋼種Ｃは鋼板１６〜１８、Mnを上
限近く含有した鋼種Ｄは鋼板１９〜２１、Nb、
Ti、Ｖの何れかも含有しない鋼種Ｅについては
鋼板２２〜２６を夫々準備した。
造方法の創案に係り、引張強度が80Kg／mm2以上を
有する超高強度冷延鋼板をバラツキの少ない状態
で安定且つ的確に製造することのできる方法を提
供しようとするものである。 近時自動車における安全対策および燃費向上の
ため軽量化を図るべく、ドアやフードなどの外板
類メンバー、ドアインナー、フードリツヂなどの
内板類、バンパーおよびバンパーレインホースメ
ント、ドアインパクトトバーなどの補強部材に高
強度冷延鋼板が使用されるようになつた。然して
このような各種補強部材に用いられた高強度冷延
鋼板の引張強さレベルは60〜140Kg／mm2クラスで
あり、特に80Kg／mm2以上の超高強度冷延鋼板は板
厚減少による軽量化の効果が著しいため最近は積
極的に採用される方向にある。ところでこの引張
強さ80Kg／mm2以上の超高強度冷延鋼板を製造する
方法としては特開昭53−28515号に示されている
ようなマルテンサイトの体積率を増すことによる
変態組織強化が最も効率的な方法であるが、この
方法によるものでは熱処理条件の変動による強度
の変動が大きいためコイル間或いはコイル内の強
度バラツキが大きい。又このような超高強度冷延
鋼板は通常のプレス成形では所定形状とすること
が難しいので一般的にはロール成形が用いられ、
このロール成形において最も大きな問題は前記し
た強度のバラツキであり、これが大きいと一定形
状のものを安定に作ることが難しく、ロール成形
条件をその強度如何によつて変化して対処しなけ
ればならないこととなり、煩雑であると共にこの
ように変化させても必ずしも安定な成形を得難い
こととなる。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、80Kg／mm2以上の超高
強度を確保すると共にその強度バラツキの少ない
冷延鋼板を適切に製造することに成功したもので
ある。即ち引張強さ80Kg／mm2以上の超高強度冷延
鋼板を得るにはマルテンサイトの体積率を高める
ことが有効であるが、これを達成するには、水焼
入れタイプの連続焼鈍設備を利用するのが最も効
率的である。即ち、フエライト＋オーステナイト
の混合領域まで加熱し、次いで該温度から水焼入
れすることによりフエライト＋マルテンサイトの
混合組織が得られるが、この場合において加熱温
度を高くするほど、マルテンサイトの体積率が増
し、それに比例して強度が高くなる。ところで、
前記したような超高強度鋼板の強度のバラツキは
加熱温度の変動によるマルテンサイト体積率の変
動に基づくものであり、工業的規模の連続焼鈍設
備における加熱温度の変動は目標温度±25℃程度
であるが、本発明ではこの程度温度が変動して
も、強度のバラツキが極めて小さい超高強度鋼板
を得しめるようにしたものである。 即ちこのような本発明はＣ：0.06〜0.20％、
Mn：0.50〜1.70％、Si：0.02〜1.00％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030％以下、sol.Al：0.01〜0.100％
を基本成分とし、これにNb、Ｖ、Tiを１種また
は２種以上を合計で0.01〜0.20％の範囲で添加
し、残部Feおよび不可避不純物より成る鋼を通
常の条件で熱延および冷延後、水焼入れタイプの
連続焼鈍設備に通して800〜870℃の温度での総計
が10〜300secとなるように保つた後、水焼入れ
し、次いで300℃以下の温度で、10〜600sec焼戻
してから、室温まで冷却することを特徴とする引
張強さが80Kg／mm2以上の超高強度冷延鋼板の製造
方法に関するもので、焼鈍条件の変動による強度
のバラツキの少ない製造を得しめるものである。 上記のような本発明における限定理由について
説明すると以上の如くである。 Ｃ：0.06〜0.20％． Ｃは、マルテンサイトを得る上で必須の元素で
あり、このＣ量が低くなると所定のマルテンサイ
ト量が得られずに強度不足を招くため下限は0.06
％に限定され、上限の0.20％は良好な溶接性を得
る上で限定される。 Mn：0.50〜1.70％． Mnは、変態点を下げ、さらにオーステナイト
の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサ
イトと体積率をコントロールし、所定の強度を得
る上で重要な役割りをする。即ち、下限はマルテ
ンサイトを安定して得るための限界であり、又上
限は冷却速度の非常に速い水焼入れタイプの連続
焼鈍設備を利用するため、これ以上の添加しても
効果が飽和することから決められる。 Si：0.02〜1.00％． Siは、固溶体強化により、マルテンサイトの体
積率を減少させることが可能であり、これによ
り、良好な強度−延性バランスを与えることがで
きる。範囲は0.02〜1.00％に限定されるが0.02％
未満では固溶体強化が期待できず、またSiはMn
と異なり、変態点を高める元素であつて、1.00％
を越えた添加はマルテンサイトを得るための加熱
温度をかなり高める必要が生じてくるのは不適で
ある。 Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下． Ｐ、Ｓは、鋼板の加工性を考慮した場合低い方
が好ましく、0.030％以下に限定される。 sol.Al：0.01〜0.10％． Alは、鋼の脱酸のために使用されるが、sol.Al
で0.010％未満ではシリケート介在物が残り、鋼
の加工性が劣化するのでsol.Alで0.010％を超える
必要がある。また0.10％以上のsol.Alの残留は表
面疵の増加を招くので好ましくない。 本発明は前述のように強度のバラツキが少ない
超高強度鋼板の製造方法に関するものであるが、
この強度バラツキの最大の要因は連続焼鈍時の加
熱温度のバラツキによるマルテンサイト体積率の
バラツキによるものであり、以下に述べる方法に
より、加熱温度の変化による強度の変化を極めて
小さくすることが可能となつた。即ち、本発明で
は析出強化元素であるNb、Ti、Ｖを１種または
２種以上、合計で0.01〜0.20％の範囲で添加し、
鋼板をマルテンサイトによつてだけでなく、析出
強化によつて補うというものである。つまり、マ
ルテンサイトは加熱温度が高くなるほど増加する
ので、マルテンサイトによる強化は加熱温度が高
くなるほど上昇するが、一方、析出強化は加熱温
度が高くなるほど析出物が成長するので減少し、
前記のように800〜870℃の特定範囲に加熱すると
共にNb、Ti、Ｖの１種または２種以上を0.01〜
0.20％の範囲で添加することによりこれらの関係
が満足され、マルテンサイトによる強化と析出強
化が適切にバランスされて、強度のバラツキの小
さい鋼板が製造可能となる。前記析出強化元素の
添加量が0.01％未満では析出強化能が小さいので
効果が少なく、又0.20％を超えた添加は効果が飽
和するのでこれ以上の添加は必要ない。 次に連続焼鈍における熱サイクルに関していは
次のような限定がある。即ちまず、加熱温度は
800〜870℃の範囲に限定されるが、この下限はフ
エライトの50％以上が再結晶してフエライト＋オ
ーステナイトの混合組織が安定して形成され、こ
れにつづく水焼入れによつてマルテンサイトが得
られる温度であり、又上限は連続焼鈍によつて高
めることのできる最高の加熱温度である。この温
度範囲では、加熱温度が高くなるほどマルテンサ
イトの体積率が増大し、マルテンサイトによる強
化比率が高くなる。均熱時間は10〜300secに限定
されるが、下限はフエライト＋オーステナイトが
安定して形成される時間であり、上限は生産性を
考慮して決定される。 又上記のような加熱・均熱により、フエライト
＋オーステナイトの混合組織とした後噴流水中で
水焼入れされる。これによりオーステナイトはマ
ルテンサイトに変態し、フエライト＋マルテンサ
イトの混合組織が得られる。水焼入れ方式は冷却
速度が極めて速く、2000℃／secにも達するため、
鋼の焼入れ性を高める合金元素であるMn、Cr、
Moなどについては、Mnを1.70％以下で添加する
程度で充分マルテンサイトを得ることが可能であ
りCr、Moなどの高価な元素は全く必要としな
い。 前述のような水焼入れままでは固溶Ｃが多く、
熱的に不安定であるため、300℃以下の温度で焼
戻し処理を行なう。300℃を超えるとマルテンサ
イトが軟化し、強度が急激に低下するので、300
℃が焼戻しの上限となる。焼戻し処理の時間は10
〜600secであり、10sec未満では焼戻しの効果が
なく、60secを超えると生産性が劣化するのでこ
れが上限となる。 即ち上述したような各範囲に限定して操業する
ことにより、強度のバラツキが少なく、引張強さ
80Kg／mm2以上の超高強度鋼板が安定して製造でき
る。 本発明方法によるものの具体的な実施例につい
て説明すると以下の通りである。 次の第１表に示すような成分組成を有するＡ、
Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの各鋼を転炉で出鋼した後、連続
鋳造によつてスラブとなし、仕上温度870℃、捲
取温度560℃で2.8mmの熱延板となし、次いで酸洗
してから1.0mmに冷間圧延し、水焼入れタイプ一
部比較のためにガスジエツトによる冷却もなし得
るようにした連続焼鈍設備により種々の熱サイク
ルで焼鈍するようにNbのみを含有させた鋼種Ａ
については後述する第２表に示すような鋼板１〜
１２、Tiを含有した鋼種Ｂは鋼板１３〜１５、
Ｖを含有した鋼種Ｃは鋼板１６〜１８、Mnを上
限近く含有した鋼種Ｄは鋼板１９〜２１、Nb、
Ti、Ｖの何れかも含有しない鋼種Ｅについては
鋼板２２〜２６を夫々準備した。
【表】
前記の各鋼板１〜２６に対し加えられた均熱後
の前記したガスジエツト帯をガスを噴出しない条
件下で通過させ水焼入れをなし或いはガスジエツ
トにより30℃／secの冷却をなしてから焼戻しす
る種々の焼鈍熱サイクル条件およびそれによつて
得られた超高強度鋼板の機械的性質とマルテンサ
イトの体積率は次の第２表に示す通りであり、焼
鈍温度が700℃で本発明の範囲に達しない鋼板１
ではマルテンサイトが生成せず、又焼鈍温度が
750℃である鋼板２はマルテンサイトが40％であ
つて、それが900℃と本発明範囲より高い鋼板７
ではマルテンサイトのみとなり、更に焼戻温度が
400℃と高い鋼板１１のものはマルテンサイトが
軟化し何れも本発明のような結果を得ることがで
きない。又鋼板３と５は水焼入れによらない徐冷
方式によつた場合で、本発明鋼板およ
びのような強度その他が得られていない。更に
鋼種Ｂ，Ｃ，Ｄに関して鋼板１３，１６および１
９のものは加熱温度が750℃によつて焼鈍された
比較材であり、同じ50℃の温度差であつても本発
明による鋼板、および〓〓の間では引張
強さで２Kg／mm2程度の差しかないのに、鋼板１３
と、１６とおよび１９ととの間ではその数
倍、場合によつては10倍にも達する差があり、降
伏点および伸びにおいても本発明範囲のものはバ
ラツキが少ない。又鋼板２２〜２６のものでは
Nb、Ti、Ｖの何れをも含有しないので焼鈍サイ
クルの加熱温度如何によりその性質は大幅に変動
する。これらの比較例に対し本発明による鋼板
、〜、、、、〓〓のものは何れ
も好ましい性質を有することが確認された。
の前記したガスジエツト帯をガスを噴出しない条
件下で通過させ水焼入れをなし或いはガスジエツ
トにより30℃／secの冷却をなしてから焼戻しす
る種々の焼鈍熱サイクル条件およびそれによつて
得られた超高強度鋼板の機械的性質とマルテンサ
イトの体積率は次の第２表に示す通りであり、焼
鈍温度が700℃で本発明の範囲に達しない鋼板１
ではマルテンサイトが生成せず、又焼鈍温度が
750℃である鋼板２はマルテンサイトが40％であ
つて、それが900℃と本発明範囲より高い鋼板７
ではマルテンサイトのみとなり、更に焼戻温度が
400℃と高い鋼板１１のものはマルテンサイトが
軟化し何れも本発明のような結果を得ることがで
きない。又鋼板３と５は水焼入れによらない徐冷
方式によつた場合で、本発明鋼板およ
びのような強度その他が得られていない。更に
鋼種Ｂ，Ｃ，Ｄに関して鋼板１３，１６および１
９のものは加熱温度が750℃によつて焼鈍された
比較材であり、同じ50℃の温度差であつても本発
明による鋼板、および〓〓の間では引張
強さで２Kg／mm2程度の差しかないのに、鋼板１３
と、１６とおよび１９ととの間ではその数
倍、場合によつては10倍にも達する差があり、降
伏点および伸びにおいても本発明範囲のものはバ
ラツキが少ない。又鋼板２２〜２６のものでは
Nb、Ti、Ｖの何れをも含有しないので焼鈍サイ
クルの加熱温度如何によりその性質は大幅に変動
する。これらの比較例に対し本発明による鋼板
、〜、、、、〓〓のものは何れ
も好ましい性質を有することが確認された。
【表】
【表】
○本発明鋼板
なお添付図面には第１図に焼鈍熱サイクルを示
し、又第２図に上記のような本発明鋼板と比較鋼
板について連続焼鈍における加熱温度と機械的性
質の関係をグラフとして示したが、本発明鋼板は
比較鋼板に比較して加熱温度による強度変動が極
めて小さいことが明らかである。例えば800℃を
目標としたときの±25℃の変動による引張強さの
変動は比較鋼板が10Kg／mm2であるのに対して本発
明鋼板は２Kg／mm2と約５分の１に減少している。
即ちこのことから本発明によるものがコイル間お
よびコイル内におけ強度のバラツキを大幅に改善
できることが明らかである。 以上説明したような本発明によるとき引張強度
80Kg／mm2以上を有する超高強度冷延鋼板を熱処理
条件におけるそれなりの温度ばらつきによつても
変動が非常に少なく安定した品質をもつた製品と
して的確に製造することができ、又そのMn添加
量も比較的少なく、Cr、Moのような高価な元素
を必要とせずに前記したような特質を有する鋼板
を有利に提供し得るものであるから工業的にその
効果の大きい発明である。
なお添付図面には第１図に焼鈍熱サイクルを示
し、又第２図に上記のような本発明鋼板と比較鋼
板について連続焼鈍における加熱温度と機械的性
質の関係をグラフとして示したが、本発明鋼板は
比較鋼板に比較して加熱温度による強度変動が極
めて小さいことが明らかである。例えば800℃を
目標としたときの±25℃の変動による引張強さの
変動は比較鋼板が10Kg／mm2であるのに対して本発
明鋼板は２Kg／mm2と約５分の１に減少している。
即ちこのことから本発明によるものがコイル間お
よびコイル内におけ強度のバラツキを大幅に改善
できることが明らかである。 以上説明したような本発明によるとき引張強度
80Kg／mm2以上を有する超高強度冷延鋼板を熱処理
条件におけるそれなりの温度ばらつきによつても
変動が非常に少なく安定した品質をもつた製品と
して的確に製造することができ、又そのMn添加
量も比較的少なく、Cr、Moのような高価な元素
を必要とせずに前記したような特質を有する鋼板
を有利に提供し得るものであるから工業的にその
効果の大きい発明である。
添付図面は本発明の技術的内容を示すもので、
第１図は焼鈍熱サイクルの説明図、第２図は本発
明鋼板と比較鋼板についてその機械的性質と加熱
温度との関係を示した図表であつて、Ａは本発明
鋼板、Ｂは比較鋼板の場合を示している。
第１図は焼鈍熱サイクルの説明図、第２図は本発
明鋼板と比較鋼板についてその機械的性質と加熱
温度との関係を示した図表であつて、Ａは本発明
鋼板、Ｂは比較鋼板の場合を示している。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.06〜0.20％、Mn：0.50〜1.70％、Si：
0.02〜1.00％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以
下、sol.Al：0.01〜0.10％と、Nb、Ｖ、Tiの何れ
か１種または２種以上を0.01〜0.20％の範囲で含
有し、残部がFeおよび不可避不純物よりなる鋼
を常法によつて冷延し、連続焼鈍を800〜870℃で
行なつてから水焼入れし、次いで300℃以下の温
度で10〜600秒の焼戻しをなし引張強度80Kg／mm2
以上を得ることを特徴とする連続焼鈍による超高
強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11851081A JPH0235013B2 (ja) | 1981-07-30 | 1981-07-30 | Renzokushodonnyoruchokokyodoreienkohannoseizohoho |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11851081A JPH0235013B2 (ja) | 1981-07-30 | 1981-07-30 | Renzokushodonnyoruchokokyodoreienkohannoseizohoho |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5822327A JPS5822327A (ja) | 1983-02-09 |
| JPH0235013B2 true JPH0235013B2 (ja) | 1990-08-08 |
Family
ID=14738417
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11851081A Expired - Lifetime JPH0235013B2 (ja) | 1981-07-30 | 1981-07-30 | Renzokushodonnyoruchokokyodoreienkohannoseizohoho |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0235013B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU616730B2 (en) * | 1988-02-29 | 1991-11-07 | Kuraray Co., Ltd. | Multilayered container |
| 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 |
| JP2546070B2 (ja) * | 1990-12-25 | 1996-10-23 | 日本鋼管株式会社 | 車輛用ドアインパクトバー用高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
| KR20030089906A (ko) * | 2002-05-20 | 2003-11-28 | 현대자동차주식회사 | 복합 조직형 고장력 냉연강판 조성물 및 제조방법 |
| CN107354376B (zh) * | 2017-05-27 | 2019-05-28 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 辊压成型用屈服强度550MPa级冷轧钢板及生产方法 |
| CN111394658B (zh) * | 2020-04-22 | 2022-06-24 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种适用于常规连续退火生产线的980MPa级冷轧Q＆P钢及其制造方法 |
-
1981
- 1981-07-30 JP JP11851081A patent/JPH0235013B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5822327A (ja) | 1983-02-09 |
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