JPH07100815B2 - ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH07100815B2 JPH07100815B2 JP14793287A JP14793287A JPH07100815B2 JP H07100815 B2 JPH07100815 B2 JP H07100815B2 JP 14793287 A JP14793287 A JP 14793287A JP 14793287 A JP14793287 A JP 14793287A JP H07100815 B2 JPH07100815 B2 JP H07100815B2
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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,ばね性および延性の優れた高強度鋼板の製造
に係り,とくに引張強さが120kgf/mm2以上,ばね限界値
Kbが100kgf/mm2以上,伸びが10%以上の高度のばね性
および延性を有する高強度鋼板の製造方法に関するもの
である。
に係り,とくに引張強さが120kgf/mm2以上,ばね限界値
Kbが100kgf/mm2以上,伸びが10%以上の高度のばね性
および延性を有する高強度鋼板の製造方法に関するもの
である。
近年,自動車等の鋼構造物の軽量化のために,高強度で
しかも延性の優れた高強度鋼板が種々開発されている。
これらの鋼の代表例として,日本特許第1073451号(特
公昭56−11741号公報)等で提案されているフェライト
・マルテンサイト2相鋼(Dual Phase鋼:通称DP鋼)が
ある。この鋼板は,降伏伸びがなく,また降伏比が低い
ことなどの特徴を有し,引張強さが50〜100kgf/mm2程度
の強度レベルにおいて固溶強化型や析出強化型の鋼より
も優れた延性を示す鋼板としてよく知られている。
しかも延性の優れた高強度鋼板が種々開発されている。
これらの鋼の代表例として,日本特許第1073451号(特
公昭56−11741号公報)等で提案されているフェライト
・マルテンサイト2相鋼(Dual Phase鋼:通称DP鋼)が
ある。この鋼板は,降伏伸びがなく,また降伏比が低い
ことなどの特徴を有し,引張強さが50〜100kgf/mm2程度
の強度レベルにおいて固溶強化型や析出強化型の鋼より
も優れた延性を示す鋼板としてよく知られている。
また,本発明者らはさらに引張強さが100〜150kgf/mm2
程度で20〜40%もの伸びを示す鋼としてベイトナイト・
残留オーステナイト2相鋼を日本特許第1208007号(特
公昭58−42246号公報)で提案している。この鋼も降伏
伸びは示さず,また降伏比は低い。
程度で20〜40%もの伸びを示す鋼としてベイトナイト・
残留オーステナイト2相鋼を日本特許第1208007号(特
公昭58−42246号公報)で提案している。この鋼も降伏
伸びは示さず,また降伏比は低い。
しかしながらこれらの鋼は高強度でしかも高延性ではあ
っても,降伏比が低いことから,概してばね性が劣って
いる。
っても,降伏比が低いことから,概してばね性が劣って
いる。
一方,高強度鋼板のばね性を高くする方法として,冷間
加工と時効処理とを組合せた歪時効処理が有効であるの
は良く知られていることである。しかし,歪時効処理に
よってばね性を付与しようとすると,延性が著しく低下
することもよく知られている。したがって,高延性とば
ね性とを兼ね備えることは従来においてきわめて困難な
こととされていた。
加工と時効処理とを組合せた歪時効処理が有効であるの
は良く知られていることである。しかし,歪時効処理に
よってばね性を付与しようとすると,延性が著しく低下
することもよく知られている。したがって,高延性とば
ね性とを兼ね備えることは従来においてきわめて困難な
こととされていた。
本発明は,引張強さ120kgf/mm2以上の高強度レベルにお
いて,高延性(伸びが10%以上)とばね性(ばね限界値
Kb100kgf/mm2以上)を兼備する鋼板を得ることを目的
としたものである。
いて,高延性(伸びが10%以上)とばね性(ばね限界値
Kb100kgf/mm2以上)を兼備する鋼板を得ることを目的
としたものである。
前記の目的を達成すべく,本発明者らは,鋼成分,熱処
理条件,歪時効処理条件などについて広範囲な試験と研
究を重ねてきたが,本発明者らが先に開発した日本特許
第1208007号(特公昭58−42246号公報)で提案したバイ
ナイト・残留オーステナイト2相鋼に対して,適切な冷
間加工条件と時効処理とを組み合わせた歪時効処理を行
なうならば,延性を大きく劣化させることなく強度とば
ね性を著しく向上させることができることを見出した。
本発明はかかる知見に基づいてなされたものであり,そ
の要旨とするところは, 重量%で,C:0.40〜0.85%,Si:1.40〜2.50%,Mn:0.30〜
1.00%,残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を,
Ac3点以上の温度に加熱して完全にオーステナイト化し
たのち,TTT線図のノーズ(鼻)を通過する速度よりも大
きい冷却速度で380〜480℃の範囲の温度まで冷却し,こ
の温度域で過冷オーステナイトの65〜85%がベイナイト
変態するまで等温保持し,そして空冷或いはそれ以上の
冷却速度で室温まで冷却することにより,65〜85%のベ
イナイト相と残部が残留オーステナイト相からなるベイ
ナイト・残留オーステナイト2相鋼とし,この2相鋼を
圧下率10〜25%にて冷間圧延し,さらに180〜420℃にて
10分以上10時間以下の時効処理を行なうことからなる,
ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法に存する。
すなわち本発明は,特許第1208007号(特公昭58−42246
号公報)の製造法に従ってベイナイト・残留オーステナ
イト2相鋼を製造し,この2相鋼に圧下率10〜25%の冷
間圧延を施したうえ,さらに180〜420℃にて10分以上10
時間以下の時効処理を行うことを特徴とするものであ
る。
理条件,歪時効処理条件などについて広範囲な試験と研
究を重ねてきたが,本発明者らが先に開発した日本特許
第1208007号(特公昭58−42246号公報)で提案したバイ
ナイト・残留オーステナイト2相鋼に対して,適切な冷
間加工条件と時効処理とを組み合わせた歪時効処理を行
なうならば,延性を大きく劣化させることなく強度とば
ね性を著しく向上させることができることを見出した。
本発明はかかる知見に基づいてなされたものであり,そ
の要旨とするところは, 重量%で,C:0.40〜0.85%,Si:1.40〜2.50%,Mn:0.30〜
1.00%,残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を,
Ac3点以上の温度に加熱して完全にオーステナイト化し
たのち,TTT線図のノーズ(鼻)を通過する速度よりも大
きい冷却速度で380〜480℃の範囲の温度まで冷却し,こ
の温度域で過冷オーステナイトの65〜85%がベイナイト
変態するまで等温保持し,そして空冷或いはそれ以上の
冷却速度で室温まで冷却することにより,65〜85%のベ
イナイト相と残部が残留オーステナイト相からなるベイ
ナイト・残留オーステナイト2相鋼とし,この2相鋼を
圧下率10〜25%にて冷間圧延し,さらに180〜420℃にて
10分以上10時間以下の時効処理を行なうことからなる,
ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法に存する。
すなわち本発明は,特許第1208007号(特公昭58−42246
号公報)の製造法に従ってベイナイト・残留オーステナ
イト2相鋼を製造し,この2相鋼に圧下率10〜25%の冷
間圧延を施したうえ,さらに180〜420℃にて10分以上10
時間以下の時効処理を行うことを特徴とするものであ
る。
以下に本発明の内容を詳しく説明する。
まず,本発明の鋼の化学成分の範囲限定理由について述
べる。
べる。
Cは残留オーステナイトを安定化するのに必須の元素で
あり,かつ,鋼の強度を向上させるのに重要な元素であ
る。C量が0.40%未満では,残留オーステナイトの安定
化が困難であり,しかも本発明で意図するような大きな
強度は得られない。しかし,Cが0.85%を超えても残留オ
ーステナイトの安定化や強度の向上に対してなお一層の
効果が発揮されるわけではなく,逆に延性を低下させ
る。従ってC量は0.40〜0.85%の範囲とする。
あり,かつ,鋼の強度を向上させるのに重要な元素であ
る。C量が0.40%未満では,残留オーステナイトの安定
化が困難であり,しかも本発明で意図するような大きな
強度は得られない。しかし,Cが0.85%を超えても残留オ
ーステナイトの安定化や強度の向上に対してなお一層の
効果が発揮されるわけではなく,逆に延性を低下させ
る。従ってC量は0.40〜0.85%の範囲とする。
Siはフェライト形成元素であり,しかも炭化物を形成
しにくい元素として知られている。Siはベイナイト変
態に際し,母相のオーステナイトよりもC濃度の低いベ
イナイトを生成させる作用があり,それによって未変態
オーステナイトにCが濃縮され,残留オーステナイトを
安定化させることができる。このメカニズムにより,本
発明においてSiはオーステナイト安定化元素として作
用するとも言える。このようなSiの効果は,1.40%未満
では小さく,また2.50%を超えると残留オーステナイト
の安定化効果が減少するばかりでなく,表面性状等の健
全な鋼板を得ることが困難となるので1.40〜2.5%とす
る。
しにくい元素として知られている。Siはベイナイト変
態に際し,母相のオーステナイトよりもC濃度の低いベ
イナイトを生成させる作用があり,それによって未変態
オーステナイトにCが濃縮され,残留オーステナイトを
安定化させることができる。このメカニズムにより,本
発明においてSiはオーステナイト安定化元素として作
用するとも言える。このようなSiの効果は,1.40%未満
では小さく,また2.50%を超えると残留オーステナイト
の安定化効果が減少するばかりでなく,表面性状等の健
全な鋼板を得ることが困難となるので1.40〜2.5%とす
る。
Mnはオーステナイトの焼入性を向上させる元素であ
り,フェライト・ノーズ(鼻)およびパーライト・ノー
ズ(鼻)を長時間側に移行させ,オーステナイト化温度
からベイナイト変態温度への冷却途中でのフェライトや
パーライトの析出を抑制する。このようなMnの効果は
0.30%未満では小さい。また1.00%を超える添加はベイ
ナイト変態を遅延せしめ効率的な熱処理作業を阻害する
ばかりでなく,鋼板の副原料コストをいたずらに上昇さ
せるので,0.30〜1.00%とする。
り,フェライト・ノーズ(鼻)およびパーライト・ノー
ズ(鼻)を長時間側に移行させ,オーステナイト化温度
からベイナイト変態温度への冷却途中でのフェライトや
パーライトの析出を抑制する。このようなMnの効果は
0.30%未満では小さい。また1.00%を超える添加はベイ
ナイト変態を遅延せしめ効率的な熱処理作業を阻害する
ばかりでなく,鋼板の副原料コストをいたずらに上昇さ
せるので,0.30〜1.00%とする。
本発明においては,かかる化学成分範囲の鋼板をAc3
点以上の温度に加熱して完全にオーステナイト化したの
ち,TTT線図のノーズ(鼻)を通過する速度よりも大きい
冷却速度で380℃〜480℃の範囲の温度まで冷却したの
ち,過冷オーステナイトの65〜85%がベイナイト変態す
るまで等温保持し,次いで空冷かあるいはそれ以上の冷
却速度で室温まで冷却して,65〜85%のベイナイト相と
残部が残部オーステナイト相であるベイナイト・残留オ
ーステナイト2相鋼とする。ここで「TTT線図のノーズ
を通過する速度より大きな冷却速度」とは,オーステナ
イト化温度から380〜480℃のベイナイト変態温度域への
冷却途中で,フェライトやパーライトのいわゆる上部変
態生成相が析出しない冷却速度を意味している。フェラ
イトやパーライトの析出は強度を低下させるばかりでな
く,残留オーステナイトの安定化を阻害するので抑制し
なければならない。フェライトやパーライトの析出を抑
制するためには本発明の鋼成分範囲では少なくとも10℃
/s以上の冷却速度が必要である。
点以上の温度に加熱して完全にオーステナイト化したの
ち,TTT線図のノーズ(鼻)を通過する速度よりも大きい
冷却速度で380℃〜480℃の範囲の温度まで冷却したの
ち,過冷オーステナイトの65〜85%がベイナイト変態す
るまで等温保持し,次いで空冷かあるいはそれ以上の冷
却速度で室温まで冷却して,65〜85%のベイナイト相と
残部が残部オーステナイト相であるベイナイト・残留オ
ーステナイト2相鋼とする。ここで「TTT線図のノーズ
を通過する速度より大きな冷却速度」とは,オーステナ
イト化温度から380〜480℃のベイナイト変態温度域への
冷却途中で,フェライトやパーライトのいわゆる上部変
態生成相が析出しない冷却速度を意味している。フェラ
イトやパーライトの析出は強度を低下させるばかりでな
く,残留オーステナイトの安定化を阻害するので抑制し
なければならない。フェライトやパーライトの析出を抑
制するためには本発明の鋼成分範囲では少なくとも10℃
/s以上の冷却速度が必要である。
ベイナイト変態量を65〜85%と規制するのは次の理由に
よる。すなわち,ベイナイト変態量が65%未満では,過
冷オーステナイトへのCの濃化が不十分であり過冷オー
ステナイトが十分に安定化されず,等温保持後,引続い
て行なわれる冷却過程において過冷オーステナイトの一
部がマルテンサイト変態を起こし,延性が著しく低下す
る結果となる。他方ベイナイト変態量が85%を超すと,
残留オーステナイトによる延性向上効果は得られなくな
る。これらの理由によりベイナイト変態量を65〜85%と
規制する。
よる。すなわち,ベイナイト変態量が65%未満では,過
冷オーステナイトへのCの濃化が不十分であり過冷オー
ステナイトが十分に安定化されず,等温保持後,引続い
て行なわれる冷却過程において過冷オーステナイトの一
部がマルテンサイト変態を起こし,延性が著しく低下す
る結果となる。他方ベイナイト変態量が85%を超すと,
残留オーステナイトによる延性向上効果は得られなくな
る。これらの理由によりベイナイト変態量を65〜85%と
規制する。
さらにベイナイト変態処理温度を380〜480℃と規制する
のは次の理由による。すなわち,380℃未満の温度では,C
の拡散に律速されるベイナイト変態速度が著しく小さい
ので,ベイナイト変態量を65%以上とするために著しく
長い等温保持時間が必要となり,鋼板の熱処理コストを
いたずらに増加させるばかりでなく,未変態オーステナ
イトへのCの濃化も十分に進行しない。他方480℃を超
す等温処理ではパーライト変態が生じるのでベイナイト
・残留オーステナイト2相組織は得られない。これらの
理由により,ベイナイト変態処理温度を380〜480℃の範
囲に規制する。この等温処理温度に保持する時間は,過
冷オーステナイトの65〜85%がベイナイト変態するのに
必要な時間に相当し,本発明鋼の場合,鋼成分と等温処
理温度によってその時間は変化するが30〜600秒の間に
ある。
のは次の理由による。すなわち,380℃未満の温度では,C
の拡散に律速されるベイナイト変態速度が著しく小さい
ので,ベイナイト変態量を65%以上とするために著しく
長い等温保持時間が必要となり,鋼板の熱処理コストを
いたずらに増加させるばかりでなく,未変態オーステナ
イトへのCの濃化も十分に進行しない。他方480℃を超
す等温処理ではパーライト変態が生じるのでベイナイト
・残留オーステナイト2相組織は得られない。これらの
理由により,ベイナイト変態処理温度を380〜480℃の範
囲に規制する。この等温処理温度に保持する時間は,過
冷オーステナイトの65〜85%がベイナイト変態するのに
必要な時間に相当し,本発明鋼の場合,鋼成分と等温処
理温度によってその時間は変化するが30〜600秒の間に
ある。
また,等温処理後の室温まで冷却する際の冷却速度は1
℃/s〜1000℃/sの範囲にあればよい。この冷却速度が1
℃/s未満であると,冷却途中にベイナイト変態がさらに
進行し,ベイナイト変態量を65〜85%の範囲に納めるこ
とが困難となる。またこの冷却速度が1000℃/sを超えて
もベイナイト変態を停止させる効果に向上はなく,冷却
の不均一さに基づく鋼板の変形や残留応力の発生を伴な
う不都合が生じる恐れがある。
℃/s〜1000℃/sの範囲にあればよい。この冷却速度が1
℃/s未満であると,冷却途中にベイナイト変態がさらに
進行し,ベイナイト変態量を65〜85%の範囲に納めるこ
とが困難となる。またこの冷却速度が1000℃/sを超えて
もベイナイト変態を停止させる効果に向上はなく,冷却
の不均一さに基づく鋼板の変形や残留応力の発生を伴な
う不都合が生じる恐れがある。
このようにして,65〜85%のベイナイトと残留オーステ
ナイトからなるベイナイト・残留オーステナイト2相鋼
を得るが,本発明においては,この2相鋼を圧下率10〜
25%の範囲で冷間圧延を行ない,さらに180〜240℃の温
度範囲に10min以上保定する歪時効処理を行なうことに
よって,引張強度120kgf/mm2以上の高強度レベルにおい
て,延性とばね性を同時に発現させ,伸びが10%以上,
ばね限界値Kbが100kgf/mm2以上の特性を確保する点に
基本的な特徴がある。すなわち,この歪時効処理によ
り,ベイナイト・残留オーステナイト2相鋼の強度とば
ね限界値Kbを著しく向上させることができ,他方,延
性はこの歪時効を行なわない場合よりも低下することに
なるが,冷間圧延の圧下率と時効処理条件を適正に調整
することにより,意図する強度およびばね性の向上を発
現しながら延性の低下を出来るだけ少なくするように配
慮した点に本発明の骨子がある。
ナイトからなるベイナイト・残留オーステナイト2相鋼
を得るが,本発明においては,この2相鋼を圧下率10〜
25%の範囲で冷間圧延を行ない,さらに180〜240℃の温
度範囲に10min以上保定する歪時効処理を行なうことに
よって,引張強度120kgf/mm2以上の高強度レベルにおい
て,延性とばね性を同時に発現させ,伸びが10%以上,
ばね限界値Kbが100kgf/mm2以上の特性を確保する点に
基本的な特徴がある。すなわち,この歪時効処理によ
り,ベイナイト・残留オーステナイト2相鋼の強度とば
ね限界値Kbを著しく向上させることができ,他方,延
性はこの歪時効を行なわない場合よりも低下することに
なるが,冷間圧延の圧下率と時効処理条件を適正に調整
することにより,意図する強度およびばね性の向上を発
現しながら延性の低下を出来るだけ少なくするように配
慮した点に本発明の骨子がある。
先ず,該2相鋼の冷間圧延を行なうと,引張強さは増加
するがばね限界値が著しく低下し,伸びも下がるように
なる。それぞれの特性値の変化は圧下率が大きいほど大
きい傾向にある。次に,これに時効処理を行なうと,伸
びはあまり変化しないが引張強さが増加し,ばね限界値
は著しく増加することがわかったが,そのバランスが難
しい。
するがばね限界値が著しく低下し,伸びも下がるように
なる。それぞれの特性値の変化は圧下率が大きいほど大
きい傾向にある。次に,これに時効処理を行なうと,伸
びはあまり変化しないが引張強さが増加し,ばね限界値
は著しく増加することがわかったが,そのバランスが難
しい。
本発明においては,該2相鋼を先ず冷間圧延しそのさい
の圧延率を10〜25%に規制する。冷間圧延率が10%未満
では延性の低下は小さいものの,強度およびばね限界値
の向上が小さいので,目的とする120kgf/mm2以上の引張
強さと100kgf/mm2以上のばね限界値を得ることができな
い。他方冷間圧延率が25%を超えると延性が著しく低下
し,目的とする10%以上の伸びを得ることができない。
この理由から該2相鋼の冷間圧延を10〜25%の圧下率で
実施する。
の圧延率を10〜25%に規制する。冷間圧延率が10%未満
では延性の低下は小さいものの,強度およびばね限界値
の向上が小さいので,目的とする120kgf/mm2以上の引張
強さと100kgf/mm2以上のばね限界値を得ることができな
い。他方冷間圧延率が25%を超えると延性が著しく低下
し,目的とする10%以上の伸びを得ることができない。
この理由から該2相鋼の冷間圧延を10〜25%の圧下率で
実施する。
次に,適正な時効処理を行うのであるが,時効処理温度
が180℃未満であると,前記の冷間圧延の条件では,ば
ね限界値の増加は小さく,目的の100kgf/mm2以上のばね
限界値を得ることができない。また時効処理温度が420
℃を超えると,引張強さ,伸びおよびばね限界値が著し
く減少してしまう。このため,時効処理温度は180〜420
℃の範囲としなければならない。他方,時効処理時間に
ついては,前記の処理温度範囲において,処理時間が10
分未満では十分な時効効果が得られず,目的の100kgf/m
m2以上のばね限界値を得ることができない。また時効処
理時間が10時間を超えてもよい一層の時効効果の向上は
得られず,過時効現象を生じてばね限界値が逆に低下し
たり,或いはいたずらに時効処理コストが増加するのみ
となるので,時効処理時間は10分〜10時間の範囲とする
のがよい。
が180℃未満であると,前記の冷間圧延の条件では,ば
ね限界値の増加は小さく,目的の100kgf/mm2以上のばね
限界値を得ることができない。また時効処理温度が420
℃を超えると,引張強さ,伸びおよびばね限界値が著し
く減少してしまう。このため,時効処理温度は180〜420
℃の範囲としなければならない。他方,時効処理時間に
ついては,前記の処理温度範囲において,処理時間が10
分未満では十分な時効効果が得られず,目的の100kgf/m
m2以上のばね限界値を得ることができない。また時効処
理時間が10時間を超えてもよい一層の時効効果の向上は
得られず,過時効現象を生じてばね限界値が逆に低下し
たり,或いはいたずらに時効処理コストが増加するのみ
となるので,時効処理時間は10分〜10時間の範囲とする
のがよい。
以上のようにして,本発明法によると,引張強さが120k
gf/mm2以上で,伸びが10%以上,ばね限界値Kbが100kg
f/mm2以上の延性とばね性を兼備した高強度鋼板を得る
ことができる。
gf/mm2以上で,伸びが10%以上,ばね限界値Kbが100kg
f/mm2以上の延性とばね性を兼備した高強度鋼板を得る
ことができる。
以下に,実施例により本発明法の特徴と効果を具体的に
示す。
示す。
〔実施例1〕 重量%で,C:0.55%,Si:2.05%,Mn:0.75%,残部Feおよ
び不可避的不純物からなる鋼の板厚1.2mmの冷延鋼板
を,ソルトバスを用いて,850℃で10分のオーステナイト
処理後ただちに440℃に2.5分間等温保持する等温変態処
理に供することによって,ベイナイト相70%と残留オー
ステナイト相30%の2相組織鋼とた。
び不可避的不純物からなる鋼の板厚1.2mmの冷延鋼板
を,ソルトバスを用いて,850℃で10分のオーステナイト
処理後ただちに440℃に2.5分間等温保持する等温変態処
理に供することによって,ベイナイト相70%と残留オー
ステナイト相30%の2相組織鋼とた。
次いで5〜50%の範囲の種々の圧下率で冷間圧延を施し
たのち,300℃に1時間保定し室温まで空冷する時効処理
を施した。
たのち,300℃に1時間保定し室温まで空冷する時効処理
を施した。
得られた鋼板について,等温変態処理まま,および各圧
下率で冷間圧延した場合の,引張強さ,伸びおよびばね
限界値(Kb)を調べ,第1図の結果を得た。第1図の
結果から次のことが明らかである。
下率で冷間圧延した場合の,引張強さ,伸びおよびばね
限界値(Kb)を調べ,第1図の結果を得た。第1図の
結果から次のことが明らかである。
先ず等温変態処理ままでは引張強さ115kgf/mm2,伸び35
%と高強度でしかも高延性の優れた引張性質を示すもの
の,ばね限界値は70kgf/mm2にしか過ぎず,ばね性は低
い。
%と高強度でしかも高延性の優れた引張性質を示すもの
の,ばね限界値は70kgf/mm2にしか過ぎず,ばね性は低
い。
また,これに冷間圧延を施すことなく(冷間圧延率:0
%)300℃×1時間の時効処理を施しても,引張強さ,
伸びおよびばね限界値はほとんど変化しない。
%)300℃×1時間の時効処理を施しても,引張強さ,
伸びおよびばね限界値はほとんど変化しない。
しかし,等温変態処理の材料に,冷間圧延率10〜25%の
範囲で冷間圧延したうえ,300℃×1時間の時効処理を施
したものは,引張強さが145〜170kgf/mm2,伸びが11〜19
%,そしてばね限界値が103〜148kgf/mm2と,本発明の
目的である引張強さ120kgf/mm2以上,伸び10%以上,ば
ね限界値100kgf/mm2以上をいずれも満足することが明ら
かである。
範囲で冷間圧延したうえ,300℃×1時間の時効処理を施
したものは,引張強さが145〜170kgf/mm2,伸びが11〜19
%,そしてばね限界値が103〜148kgf/mm2と,本発明の
目的である引張強さ120kgf/mm2以上,伸び10%以上,ば
ね限界値100kgf/mm2以上をいずれも満足することが明ら
かである。
他方,時効処理前の冷間圧延率が10%未満の場合には,
伸びは大きいもののばね限界値は100kgf/mm2に達しな
い。また時効処理前の冷間圧延率が25%を超える場合に
は,引張強さとばね限界値はそれぞれ目標値を大きく上
回るものの,伸びは10%に達しない。
伸びは大きいもののばね限界値は100kgf/mm2に達しな
い。また時効処理前の冷間圧延率が25%を超える場合に
は,引張強さとばね限界値はそれぞれ目標値を大きく上
回るものの,伸びは10%に達しない。
〔実施例2〕 重量%でC:0.63%,Si:1.65%,Mn:0.85%,残部Feおよ
び不可避的不純物からなる鋼の板厚0.6mmの冷延鋼板
を,ソルトバスを用いて,850℃で10分のオーステナイト
化処理後ただちに420℃で3分間等温保持する等温変態
処理により,ベイナイト相75%と残留オーステナイト相
25%の2相組織鋼とした。
び不可避的不純物からなる鋼の板厚0.6mmの冷延鋼板
を,ソルトバスを用いて,850℃で10分のオーステナイト
化処理後ただちに420℃で3分間等温保持する等温変態
処理により,ベイナイト相75%と残留オーステナイト相
25%の2相組織鋼とした。
続いて板厚0.5mmまで冷間圧延した。圧下率は17%(0.6
mm→0.5mm)である。ついで100〜500℃の範囲の種々の
温度に1時間保定したのち室温まで空冷する時効処理を
施した。
mm→0.5mm)である。ついで100〜500℃の範囲の種々の
温度に1時間保定したのち室温まで空冷する時効処理を
施した。
得られた鋼板について,等温変態処理まま,冷間圧延ま
ま,および,時効処理後の各時効処理温度についての,
引張強さ,伸びおよびばね限界値(Kb)を調べ,第2
図の結果を得た。
ま,および,時効処理後の各時効処理温度についての,
引張強さ,伸びおよびばね限界値(Kb)を調べ,第2
図の結果を得た。
第2図の結果から次のことが明らかである。
まず等温変態処理ままの2相鋼では,引張強さ123kgf/m
m2,伸び32%と高強度でしかも高延性の優れた引張性質
を示すものの,ばね限界値は75kgf/mm2にしか過ぎな
い。また,これに17%の冷間圧延を施した状態では,引
張強さが140kgf/mm2まで上昇する一方,伸びは22%まで
低下し,ばね限界値は45kgf/mm2まで低下してしまう。
m2,伸び32%と高強度でしかも高延性の優れた引張性質
を示すものの,ばね限界値は75kgf/mm2にしか過ぎな
い。また,これに17%の冷間圧延を施した状態では,引
張強さが140kgf/mm2まで上昇する一方,伸びは22%まで
低下し,ばね限界値は45kgf/mm2まで低下してしまう。
ところが,この冷間圧延材を時効処理温度180℃〜420℃
の範囲で処理したものは,引張強さが145〜150kgf/mm2,
伸びが12〜19%,ばね限界値が120〜130kgf/mm2と,本
発明の目的である引張強さ120kgf/mm2以上,伸び10%以
上,ばね限界値100kgf/mm2以上をいずれも満足するよう
になる。
の範囲で処理したものは,引張強さが145〜150kgf/mm2,
伸びが12〜19%,ばね限界値が120〜130kgf/mm2と,本
発明の目的である引張強さ120kgf/mm2以上,伸び10%以
上,ばね限界値100kgf/mm2以上をいずれも満足するよう
になる。
これに対して,時効処理温度が180℃未満では,ばね限
界値は100kgf/mm2に達することができない。そして,時
効処理温度が420℃を超えると,引張強さとばね限界値
が逆に低下してしまい,伸びも低下して,そのいずれも
本発明の目的とする特性を同時に満足できなくなる。
界値は100kgf/mm2に達することができない。そして,時
効処理温度が420℃を超えると,引張強さとばね限界値
が逆に低下してしまい,伸びも低下して,そのいずれも
本発明の目的とする特性を同時に満足できなくなる。
〔実施例3〕 第1表に示す化学組成を有する板厚0.6mmの冷延鋼板
を,連続等温変態処理ラインによりベイナイト単相鋼あ
るいはベイナイト相と残留オーステナイト相からなる2
相組織鋼としたのち,冷間圧延率17%で冷間圧延を施
し,さらに300℃×1時間の時効処理を施した。各鋼の
引張強さ,伸び,ばね限界値を測定し,その結果を第2
表に示した。第2表の結果から次のことが明らかであ
る。
を,連続等温変態処理ラインによりベイナイト単相鋼あ
るいはベイナイト相と残留オーステナイト相からなる2
相組織鋼としたのち,冷間圧延率17%で冷間圧延を施
し,さらに300℃×1時間の時効処理を施した。各鋼の
引張強さ,伸び,ばね限界値を測定し,その結果を第2
表に示した。第2表の結果から次のことが明らかであ
る。
鋼A〜C−1は本発明鋼であるが,いずれも引張強さ12
0kgf/mm2以上,伸び10%以上,ばね限界値100kgf/mm2以
上を満足している。
0kgf/mm2以上,伸び10%以上,ばね限界値100kgf/mm2以
上を満足している。
鋼C−2およびC−3は化学組成は本発明の範囲内にあ
るものの,等温変態処理したのちの組織が本発明で規定
する範囲外のものであり,いずれも伸びが10%に満たな
い。
るものの,等温変態処理したのちの組織が本発明で規定
する範囲外のものであり,いずれも伸びが10%に満たな
い。
鋼DおよびEは化学組成が本発明の範囲外にあり,等温
変態処理したのちの組織がベイナイト単相組織のもので
ある。いずれも伸びが本発明によるものより低く,5%に
も満たない。
変態処理したのちの組織がベイナイト単相組織のもので
ある。いずれも伸びが本発明によるものより低く,5%に
も満たない。
第1図は引張強さ,伸びおよびばね限界値に及ぼす時効
処理前の冷間圧延率の影響を示す図, 第2図は引張強さ,伸びおよびばね限界値に及ぼす時効
処理温度の影響を示す図である。
処理前の冷間圧延率の影響を示す図, 第2図は引張強さ,伸びおよびばね限界値に及ぼす時効
処理温度の影響を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項1】重量%で,C:0.40〜0.85%,Si:1.40〜2.50
%,Mn:0.30〜1.00%,残部がFeおよび不可避的不純物
からなる鋼を,Ac3点以上の温度に加熱して完全にオー
ステナイト化したのち,TTT線図のノーズ(鼻)を通過す
る速度よりも大きい冷却速度で380〜480℃の範囲の温度
まで冷却し,この温度域で過冷オーステナイトの65〜85
%がベイナイト変態するまで等温保持し,そして空冷或
いはそれ以上の冷却速度で室温まで冷却することによ
り,65〜85%のベイナイト相と残部が残留オーステナイ
ト相からなるベイナイト・残留オーステナイト2相鋼と
し,この2相鋼を圧下率10〜25%にて冷間圧延し,さら
に180〜420℃にて10分以上10時間以下の時効処理を行な
うことからなる,ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14793287A JPH07100815B2 (ja) | 1987-06-16 | 1987-06-16 | ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14793287A JPH07100815B2 (ja) | 1987-06-16 | 1987-06-16 | ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63312917A JPS63312917A (ja) | 1988-12-21 |
JPH07100815B2 true JPH07100815B2 (ja) | 1995-11-01 |
Family
ID=15441330
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14793287A Expired - Lifetime JPH07100815B2 (ja) | 1987-06-16 | 1987-06-16 | ばね性と延性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07100815B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4927899B2 (ja) * | 2009-03-25 | 2012-05-09 | 日本発條株式会社 | ばね用鋼およびその製造方法並びにばね |
US20130118655A1 (en) * | 2010-08-04 | 2013-05-16 | Nhk Spring Co., Ltd. | Spring and manufacture method thereof |
JP5683230B2 (ja) * | 2010-11-22 | 2015-03-11 | 日本発條株式会社 | ばねおよびその製造方法 |
JP2012214859A (ja) * | 2011-04-01 | 2012-11-08 | Nhk Spring Co Ltd | ばねおよびその製造方法 |
JP2013159802A (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-19 | Nhk Spring Co Ltd | コイルばねおよびその製造方法 |
JP6728816B2 (ja) * | 2016-03-17 | 2020-07-22 | 日本製鉄株式会社 | 高強度ばね用鋼、ばね及び高強度ばね用鋼の製造方法 |
-
1987
- 1987-06-16 JP JP14793287A patent/JPH07100815B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS63312917A (ja) | 1988-12-21 |
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