JPH0635619B2 - 延性の良い高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の良い高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH0635619B2 JPH0635619B2 JP2364386A JP2364386A JPH0635619B2 JP H0635619 B2 JPH0635619 B2 JP H0635619B2 JP 2364386 A JP2364386 A JP 2364386A JP 2364386 A JP2364386 A JP 2364386A JP H0635619 B2 JPH0635619 B2 JP H0635619B2
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- JP
- Japan
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- strength
- annealing
- steel sheet
- temperature
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は延性の良い高強度鋼板の製造方法に係り、とく
に複合組織を有することにより、強度８０kgf/mm２以上
で極めてすぐれた延性を示す高強度高延性鋼板の製造方
法に関するものである。
に複合組織を有することにより、強度８０kgf/mm２以上
で極めてすぐれた延性を示す高強度高延性鋼板の製造方
法に関するものである。
（従来の技術） 近年、自動車の燃費低減のための車体軽量化の要請に応
えて種々と高強度鋼板が開発されている。たとえば強度
(TS)が５０kgf/mm２以上でとくにプレス成形性の良いも
のを要求する用途には、特公昭56-114791号公報等で提
示されているいわゆるＤＰ鋼(Dual phase 鋼：フェライ
ト・マルテンサイト２相組織鋼）をはじめとする複合組
織鋼が重用されている。このような複合組織鋼は降伏点
伸びが無いこと、降伏比(YS/TS) が低いことの他、とく
にTS×El（強度・伸びバランス）がそれ迄の固溶強化型
や析出強化型の鋼板よりも著しく優れていることでよく
知られている。因みにこの種の鋼は強度(TS)が６０kgf/
mm２クラスで伸びＥｌ30% 、従ってTS×El1800(kgf
/mm2・％)、強度１００kgf/mm２クラスでＥｌ１６
％、TS×El１６００（kgf/mm2・％）程度の伸びとTS
×El値を示す。
えて種々と高強度鋼板が開発されている。たとえば強度
(TS)が５０kgf/mm２以上でとくにプレス成形性の良いも
のを要求する用途には、特公昭56-114791号公報等で提
示されているいわゆるＤＰ鋼(Dual phase 鋼：フェライ
ト・マルテンサイト２相組織鋼）をはじめとする複合組
織鋼が重用されている。このような複合組織鋼は降伏点
伸びが無いこと、降伏比(YS/TS) が低いことの他、とく
にTS×El（強度・伸びバランス）がそれ迄の固溶強化型
や析出強化型の鋼板よりも著しく優れていることでよく
知られている。因みにこの種の鋼は強度(TS)が６０kgf/
mm２クラスで伸びＥｌ30% 、従ってTS×El1800(kgf
/mm2・％)、強度１００kgf/mm２クラスでＥｌ１６
％、TS×El１６００（kgf/mm2・％）程度の伸びとTS
×El値を示す。
ところで最近ユーザーからは強度100 kgf/mm２で伸びが
２０％以上というＤＰ鋼をもってしても不可能な厳しい
要求例もみられるようになった。このような事態に対処
するため、素材メーカーとしても従来の常識を超えた抜
本的な対策を講ずる必要に迫られている。
２０％以上というＤＰ鋼をもってしても不可能な厳しい
要求例もみられるようになった。このような事態に対処
するため、素材メーカーとしても従来の常識を超えた抜
本的な対策を講ずる必要に迫られている。
このような強度と延性を兼備した鋼板を得るための唯一
の手段として残留オーステナイトによる変態誘起塑性
(トランスフォーメーション インダダストリアル プ
ラスティシティ〔Transformation Induced Plasticit
y〕： TRIP) を利用した鋼が考えられる。このタイプの
鋼はZackayが既にTrans.ASM,６０（１９６７），２５２
頁に示したもので、当時ユニークな考え方として注目さ
れたが、合金成分量が多いこと、複雑かつ実用上困難な
工程を要することなどのため、コスト的にひきあわず、
単に学問上の興味と対象となりえたに過ぎなかった。
の手段として残留オーステナイトによる変態誘起塑性
(トランスフォーメーション インダダストリアル プ
ラスティシティ〔Transformation Induced Plasticit
y〕： TRIP) を利用した鋼が考えられる。このタイプの
鋼はZackayが既にTrans.ASM,６０（１９６７），２５２
頁に示したもので、当時ユニークな考え方として注目さ
れたが、合金成分量が多いこと、複雑かつ実用上困難な
工程を要することなどのため、コスト的にひきあわず、
単に学問上の興味と対象となりえたに過ぎなかった。
一方、本発明者らも、連続焼鈍法に準じた熱履歴を用い
た実験室的検討を行ない、TRIP効果を利用する上で、残
留オーステナイトの見掛上の量はあまり重要ではなく、
加工歪に対する安定性が重要であること、焼鈍条件の適
正化により、ＴＳ≧８０kgf/mm２，Ｅｌ≧３０％という
超延性高強度鋼板が得られることを知見し、これについ
ては、鉄と鋼，７１（１９８５），Ｓ１２９３により先
に報告を行なっている。
た実験室的検討を行ない、TRIP効果を利用する上で、残
留オーステナイトの見掛上の量はあまり重要ではなく、
加工歪に対する安定性が重要であること、焼鈍条件の適
正化により、ＴＳ≧８０kgf/mm２，Ｅｌ≧３０％という
超延性高強度鋼板が得られることを知見し、これについ
ては、鉄と鋼，７１（１９８５），Ｓ１２９３により先
に報告を行なっている。
しかしながら上記知見は最終成品の材質が焼鈍剤の素材
の素性に大きく影響される点を全く考慮しておらず、熱
延後ただちに室温まで空冷するなど、現実からかけはな
れた素材を用いて得られたもので実ライン通板すると所
期の効果が十分得られぬ場合があった。
の素性に大きく影響される点を全く考慮しておらず、熱
延後ただちに室温まで空冷するなど、現実からかけはな
れた素材を用いて得られたもので実ライン通板すると所
期の効果が十分得られぬ場合があった。
（発明が解決しようとする問題点） 本発明は上記の実情に鑑み、低合金成分を用い、かつ現
有製造ラインで工業的に容易に製造可能な工程でもって
８０kgf/mm２以上の強度を有する、TRIP現象を利用した
延性の良い高強度鋼板の製造を可能にする方法を提供す
ることを目的とするものである。
有製造ラインで工業的に容易に製造可能な工程でもって
８０kgf/mm２以上の強度を有する、TRIP現象を利用した
延性の良い高強度鋼板の製造を可能にする方法を提供す
ることを目的とするものである。
（問題点を解決するための手段） 即ち、本発明は前述の本発明者らの知見をもとにさらに
検討を進めた結果得られたもので、既存の熱延設備、焼
鈍設備の効果的利用を前提に、製造条件を特定すれば、
比較的少ない合金成分量でも最終成品板において少くと
も５〜１０％の適度に安定な残留オーステナイトが確保
され、ＴＳが８０kgf/mm２以上でＤＰ鋼をもはるかにし
のぐTS×El値（強度・伸びバランス）を有する鋼板を容
易に製造可能としたものである。
検討を進めた結果得られたもので、既存の熱延設備、焼
鈍設備の効果的利用を前提に、製造条件を特定すれば、
比較的少ない合金成分量でも最終成品板において少くと
も５〜１０％の適度に安定な残留オーステナイトが確保
され、ＴＳが８０kgf/mm２以上でＤＰ鋼をもはるかにし
のぐTS×El値（強度・伸びバランス）を有する鋼板を容
易に製造可能としたものである。
本発明は、以上の諸知見にもとづいてなされたものであ
って、その要旨は重量％でＣを０．１０〜０．４５％，
Siを０．５〜１．８％，Mnを０．５〜３．０％，SoｌＡ
ｌを０．０１〜０．０７％，Tota1Nを０．０２％以下含
み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱延後６
５０℃以下で捲取り冷却し、そのまままたは酸洗冷延
し、ひきつづきAc1〜(3Ac3＋2Ac1)/5 と温度域で０．５
から３０分間焼鈍し、ついで３５０〜５００℃の温度域
まで１〜400℃／秒の冷却速度で冷却し、該温度域で１
〜３０分時効処理し、その後室温まで冷却することを特
徴とする延性の良い高強度鋼板の製造方法である。
って、その要旨は重量％でＣを０．１０〜０．４５％，
Siを０．５〜１．８％，Mnを０．５〜３．０％，SoｌＡ
ｌを０．０１〜０．０７％，Tota1Nを０．０２％以下含
み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱延後６
５０℃以下で捲取り冷却し、そのまままたは酸洗冷延
し、ひきつづきAc1〜(3Ac3＋2Ac1)/5 と温度域で０．５
から３０分間焼鈍し、ついで３５０〜５００℃の温度域
まで１〜400℃／秒の冷却速度で冷却し、該温度域で１
〜３０分時効処理し、その後室温まで冷却することを特
徴とする延性の良い高強度鋼板の製造方法である。
以下本発明を詳細に説明する。
（作用） 最初に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
まずＣの下限を０．１０％としたのは、Ｃをこれ未満と
すると、少くとも５〜１０％の適度に安定な残留オース
テナイト、すなわち量的にも質的にも所要の残留オース
テナイトが得られぬためである。一方Ｃの上限を０．４
５％としたのは、これを超えると溶接部の静的強度およ
び疲労強度が著しく低下し、現実の使用に耐えないもの
となるからである。機械的性質と溶接性を有効にバラン
スさせるには、Ｃ量を０．１５〜０．３５％とすること
が望ましい。
すると、少くとも５〜１０％の適度に安定な残留オース
テナイト、すなわち量的にも質的にも所要の残留オース
テナイトが得られぬためである。一方Ｃの上限を０．４
５％としたのは、これを超えると溶接部の静的強度およ
び疲労強度が著しく低下し、現実の使用に耐えないもの
となるからである。機械的性質と溶接性を有効にバラン
スさせるには、Ｃ量を０．１５〜０．３５％とすること
が望ましい。
Siの下限を０．５％としたのもＣと同じ理由で、最小限
の安定残留オーステナイトの確保が不可能となるからで
あり、上限を１．８％としたのは、これを超えて添加し
ても効果が飽和し、脆化および溶接性劣化を招くだけで
実用上使用にたえぬからである。
の安定残留オーステナイトの確保が不可能となるからで
あり、上限を１．８％としたのは、これを超えて添加し
ても効果が飽和し、脆化および溶接性劣化を招くだけで
実用上使用にたえぬからである。
またMnの下限を０．５％としたのは熱間脆性防止上、最
低限これだけのMnを必要とするからであり、上限を３．
０％としたのは、これを超えて添加しても残留オーステ
ナイト安定化の効果が飽和に近づき、逆に溶接性を損う
からである。
低限これだけのMnを必要とするからであり、上限を３．
０％としたのは、これを超えて添加しても残留オーステ
ナイト安定化の効果が飽和に近づき、逆に溶接性を損う
からである。
さらにSoｌＡｌについては、脱酸元素としてまたＡｌＮ
による熱延組織の微細化を通じて間接的に材質レベル向
上に寄与するので０．０１％以上の添加を必要とする
が、０．０７％を超えて添加すると介在物による靭性劣
化を招く。従って0.01〜0.07％と限定する。
による熱延組織の微細化を通じて間接的に材質レベル向
上に寄与するので０．０１％以上の添加を必要とする
が、０．０７％を超えて添加すると介在物による靭性劣
化を招く。従って0.01〜0.07％と限定する。
一方Tota1Nについては、それ自体残留オーステナイト安
定化元素でもあるが、上記ＡｌＮによる間接的材質向上
の意味で、０．０２％以下の添加を必要とする。しかし
ながら０．０２％を超えても脆化を招くだけでとくに効
果が変らないので０．０２％以下とする。
定化元素でもあるが、上記ＡｌＮによる間接的材質向上
の意味で、０．０２％以下の添加を必要とする。しかし
ながら０．０２％を超えても脆化を招くだけでとくに効
果が変らないので０．０２％以下とする。
以上の他、最終成品の脆性防止の点から、ＰもしくはＳ
を０．０１％を超えて添加することは望ましくない。
を０．０１％を超えて添加することは望ましくない。
以上が本発明の成分上の限定理由であるが、このような
制約はつぎに述べる工程上の制約と密接に関連している
ことは言うまでもない。
制約はつぎに述べる工程上の制約と密接に関連している
ことは言うまでもない。
本発明ではまず通常の製鋼、造塊あるいは連続鋳造など
により得られた素材を通常の方法にしたがって均熱し熱
延するが、ＡｌＮによる効果を含め熱延組織微細化にも
とづく材質レベル向上の観点からは、圧延後段２パスの
内少くとも１パスは圧下率３０％以上で大圧下し、仕上
温度を９００℃〜Ar3点直上の温度域とすることが望ま
しい。
により得られた素材を通常の方法にしたがって均熱し熱
延するが、ＡｌＮによる効果を含め熱延組織微細化にも
とづく材質レベル向上の観点からは、圧延後段２パスの
内少くとも１パスは圧下率３０％以上で大圧下し、仕上
温度を９００℃〜Ar3点直上の温度域とすることが望ま
しい。
つぎに熱延後の捲取温度は本発明における主要な骨子の
一つであり、６５０℃以下の低温で捲取る必要がある。
これは熱延板組織をラメラーサイズ（または間隔）の小
さいパーライトとするかまたはこれとベーナイトの混合
した組織とするためで、これによりつぎの２相域焼鈍工
程でFe3Cまたはパーライトが容易に溶解し、速やかに２
相域平衡状態に達することができる。捲取温度が６５０
℃を超えると、パーライトラメラーが大きくなり、２相
域焼鈍工程でパーライトが溶解し難い。
一つであり、６５０℃以下の低温で捲取る必要がある。
これは熱延板組織をラメラーサイズ（または間隔）の小
さいパーライトとするかまたはこれとベーナイトの混合
した組織とするためで、これによりつぎの２相域焼鈍工
程でFe3Cまたはパーライトが容易に溶解し、速やかに２
相域平衡状態に達することができる。捲取温度が６５０
℃を超えると、パーライトラメラーが大きくなり、２相
域焼鈍工程でパーライトが溶解し難い。
なおこのような意味で最も望ましい捲取温度は５６０℃
以下であるが、一方２相域焼鈍前に冷延を行なう場合に
は捲取温度が低過ぎると硬質相が増し冷延が困難となる
ので捲取温度の下限は400 ℃とすることが望ましい。所
望の熱延板組織は捲取温度でほぼ決定されているので、
以後室温近傍に至るまでの冷却速度はとくに限定する必
要はない。
以下であるが、一方２相域焼鈍前に冷延を行なう場合に
は捲取温度が低過ぎると硬質相が増し冷延が困難となる
ので捲取温度の下限は400 ℃とすることが望ましい。所
望の熱延板組織は捲取温度でほぼ決定されているので、
以後室温近傍に至るまでの冷却速度はとくに限定する必
要はない。
このようにして得られた熱延鋼板はそのまままたは酸洗
・冷延されて焼鈍に供される。この場合最終成品板厚が
２mm程度以上の場合はそのまま焼鈍を行なえばよく、一
方板厚が２mm未満またはとくに表面性状を問題とする用
途には酸洗・冷延したのち焼鈍を行なえばよい。
・冷延されて焼鈍に供される。この場合最終成品板厚が
２mm程度以上の場合はそのまま焼鈍を行なえばよく、一
方板厚が２mm未満またはとくに表面性状を問題とする用
途には酸洗・冷延したのち焼鈍を行なえばよい。
なお、そのままでも酸洗・冷延後でも、焼鈍以降の処理
により得られる効果にほとんど変りはない。
により得られる効果にほとんど変りはない。
焼鈍はAc1以上でかつ、Ac3とAc1を３：２で分つ温度即
ちAc1＋(Ac3−Ac1)・3/5 ＝(3Ac3＋2Ac1）／５以下の２
相低温域で０．５〜３０分間焼鈍する必要がある。２相
低温域焼鈍を要する理由は、平衡状態でオーステナイト
比率が少ないため合金濃度の高い安定なオーステナイト
が得易いためであり、焼鈍温度が(3Ac3＋2Ac1)/5 を超
えると、２相平衡状態でオーステナイトの比率が高いた
め合金濃度が低く安定化し難い。Ac１温度未満ではフェ
ライト単相域焼鈍となり、従来鋼と本質的に変りなく、
最終的に良好な強度・伸びバランスは得られない。
ちAc1＋(Ac3−Ac1)・3/5 ＝(3Ac3＋2Ac1）／５以下の２
相低温域で０．５〜３０分間焼鈍する必要がある。２相
低温域焼鈍を要する理由は、平衡状態でオーステナイト
比率が少ないため合金濃度の高い安定なオーステナイト
が得易いためであり、焼鈍温度が(3Ac3＋2Ac1)/5 を超
えると、２相平衡状態でオーステナイトの比率が高いた
め合金濃度が低く安定化し難い。Ac１温度未満ではフェ
ライト単相域焼鈍となり、従来鋼と本質的に変りなく、
最終的に良好な強度・伸びバランスは得られない。
焼鈍時間が０．５分未満では、２相平衡に達するには時
間が短か過ぎるため、オーステナイトの量が不足し、最
終的にも好ましい強度・伸びバランスが得られず、また
焼鈍時間が３０分を超えても効果が飽和しかつ生産性も
落すので、焼鈍時間は０．５〜３０分と限定する。材質
および生産性のバランスを考慮すると、Ac1＋５℃以上
でかつ、Ac3とAc１を２：３で分つ(2Ac3＋3Ac1)/5 以下
の温度域で１．５〜５分間の焼鈍を行なうことが望まし
い。
間が短か過ぎるため、オーステナイトの量が不足し、最
終的にも好ましい強度・伸びバランスが得られず、また
焼鈍時間が３０分を超えても効果が飽和しかつ生産性も
落すので、焼鈍時間は０．５〜３０分と限定する。材質
および生産性のバランスを考慮すると、Ac1＋５℃以上
でかつ、Ac3とAc１を２：３で分つ(2Ac3＋3Ac1)/5 以下
の温度域で１．５〜５分間の焼鈍を行なうことが望まし
い。
つぎに焼鈍終了後３５０〜５５０℃の温度域まで１〜４
００℃／秒で冷却する必要がある。これは冷却過程でフ
ェライト相をさらに析出させる一方オーステナイトを一
層安定化し、かつパーライト生成をできるだけ避けるた
めのもので、冷却速度が４００℃／秒を超えると、フェ
ライト相はほとんど増加せずしたがってオーストナイト
も安定化せず、１℃／秒未満であると、多量のパーライ
トが析出するため、いずれにしても本発明の効果を発揮
できない。
００℃／秒で冷却する必要がある。これは冷却過程でフ
ェライト相をさらに析出させる一方オーステナイトを一
層安定化し、かつパーライト生成をできるだけ避けるた
めのもので、冷却速度が４００℃／秒を超えると、フェ
ライト相はほとんど増加せずしたがってオーストナイト
も安定化せず、１℃／秒未満であると、多量のパーライ
トが析出するため、いずれにしても本発明の効果を発揮
できない。
つぎに３５０〜５００℃で１〜３０分間時効処理する意
味はいわゆるオーステンパー処理であり、この段階でベ
ーナイト生成と同時にＣがオーステナイトに富化し、こ
れを安定化させる。この効果は３５０℃未満の温度で
は、ベーナイト変態が進まず時間がかかり過ぎ、５００
℃を超す温度ではパーライトを生じるため所期の材質が
得られない。したがって時効処理温度の下限を３５０
℃、上限を５００℃とする。
味はいわゆるオーステンパー処理であり、この段階でベ
ーナイト生成と同時にＣがオーステナイトに富化し、こ
れを安定化させる。この効果は３５０℃未満の温度で
は、ベーナイト変態が進まず時間がかかり過ぎ、５００
℃を超す温度ではパーライトを生じるため所期の材質が
得られない。したがって時効処理温度の下限を３５０
℃、上限を５００℃とする。
時効処理時間については１分未満では、オーステナイト
が十分安定化せず、また３０分を超えるとベーナイトの
比率が増大しオーステナイトが減ずるので１〜３０分に
限定する。強度・伸びバランスと生産性も考慮した最適
時間は２〜１０分である。なお以上の説明からも明らか
なように350 〜５００℃の温度域で連続的に降温もしく
は降温、昇温を繰返す処理あるいはこれらを階段的に行
なうことは、該温度域を経る時間が１〜３０分の範囲内
である限り本発明の効果を増大こそすれ何ら損うもので
はない。
が十分安定化せず、また３０分を超えるとベーナイトの
比率が増大しオーステナイトが減ずるので１〜３０分に
限定する。強度・伸びバランスと生産性も考慮した最適
時間は２〜１０分である。なお以上の説明からも明らか
なように350 〜５００℃の温度域で連続的に降温もしく
は降温、昇温を繰返す処理あるいはこれらを階段的に行
なうことは、該温度域を経る時間が１〜３０分の範囲内
である限り本発明の効果を増大こそすれ何ら損うもので
はない。
時効処理後は室温まで冷却すればよく、この際冷却手
段、冷却速度についてはとくに限定の必要はない。
段、冷却速度についてはとくに限定の必要はない。
なお以上の熱処理を経た鋼板は形状矯正のためスキンパ
ス圧延を施す場合には、１．５％以下のできるだけ軽度
の圧下で行なうことが望ましい。
ス圧延を施す場合には、１．５％以下のできるだけ軽度
の圧下で行なうことが望ましい。
上記のようにして得られた鋼板は少くとも５〜１０％以
上の適度に安定な残留オーステナイト相を含み、他のフ
ェライト、ベーナイト、または少量のマルテンサイト等
も含む複合組織鋼である。
上の適度に安定な残留オーステナイト相を含み、他のフ
ェライト、ベーナイト、または少量のマルテンサイト等
も含む複合組織鋼である。
適度に安定な残留オーステナイトがより少ない場合や、
残留オーステナイトが見掛上多くても安定性に欠ける場
合には所期の強度や伸びあるいは強度・伸びバランスが
得られない。
残留オーステナイトが見掛上多くても安定性に欠ける場
合には所期の強度や伸びあるいは強度・伸びバランスが
得られない。
以下実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明す
る。
る。
（実施例） 第１表に成分を示す鋼を第２表記載の条件で処理し、種
々と供試材を得た。なお熱延は圧延終段２パスのうち少
くとも１パスは圧下率３０％以上で行ない、８５０〜９
００℃で仕上げ、５５０℃でコイルに捲取り、冷却した
ものを素材とした。また時効処理・冷却後は１．０％の
スキンパス圧延を施こした。これからJIS ５号引張試験
片を採取し（Ｌ方向）、引張速度１０mm／min で引張
し、TS、ＥｌおよびTS×Elの値を調べた。
々と供試材を得た。なお熱延は圧延終段２パスのうち少
くとも１パスは圧下率３０％以上で行ない、８５０〜９
００℃で仕上げ、５５０℃でコイルに捲取り、冷却した
ものを素材とした。また時効処理・冷却後は１．０％の
スキンパス圧延を施こした。これからJIS ５号引張試験
片を採取し（Ｌ方向）、引張速度１０mm／min で引張
し、TS、ＥｌおよびTS×Elの値を調べた。
第３表に見られるように本発明例である試料１〜１０の
ものは、いずれもＴＳが80kgf/mm２以上で、しかもTS×
El値が２５００80kgf/mm２・％以上であり、極めて満足
すべきものとなっていることが明らかである。これに対
し比較例の１１〜２３はTS×El値が２５００kgf/mm２・
％未満であり、本発明の目的を達成することができな
い。
ものは、いずれもＴＳが80kgf/mm２以上で、しかもTS×
El値が２５００80kgf/mm２・％以上であり、極めて満足
すべきものとなっていることが明らかである。これに対
し比較例の１１〜２３はTS×El値が２５００kgf/mm２・
％未満であり、本発明の目的を達成することができな
い。
（発明の効果） 以上の実施例からも明らかなごとく本発明によれば、強
度８０kgf/mm２以上で、強度・伸びバランスの格段に優
れた鋼板を容易に提供することが可能となり、産業上の
効果は極めて顕著である。
度８０kgf/mm２以上で、強度・伸びバランスの格段に優
れた鋼板を容易に提供することが可能となり、産業上の
効果は極めて顕著である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％でＣを０．１０〜０．４５％，Siを
０．５〜１．８％，Mnを０．５〜３．０％，SoｌＡｌを
０．０１〜０．０７％，Tota1Nを０．０２％以下含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱延後６５０
℃以下で捲取り冷却し、そのまままたは酸洗、冷延し、
ひきつづきAc1〜(3Ac3＋2Ac1)/5 の温度域で０．５から
３０分間焼鈍し、ついで３５０〜500 ℃の温度域まで１
〜４００℃／秒の冷却速度で冷却し、該温度域で１〜３
０分時効処理し、その後室温まで冷却することを特徴と
する延性の良い高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2364386A JPH0635619B2 (ja) | 1986-02-05 | 1986-02-05 | 延性の良い高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2364386A JPH0635619B2 (ja) | 1986-02-05 | 1986-02-05 | 延性の良い高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62182225A JPS62182225A (ja) | 1987-08-10 |
| JPH0635619B2 true JPH0635619B2 (ja) | 1994-05-11 |
Family
ID=12116238
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2364386A Expired - Lifetime JPH0635619B2 (ja) | 1986-02-05 | 1986-02-05 | 延性の良い高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0635619B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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