JPS59166651A - 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 - Google Patents
超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板Info
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- JPS59166651A JPS59166651A JP3944283A JP3944283A JPS59166651A JP S59166651 A JPS59166651 A JP S59166651A JP 3944283 A JP3944283 A JP 3944283A JP 3944283 A JP3944283 A JP 3944283A JP S59166651 A JPS59166651 A JP S59166651A
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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】
本発明は安価な二相高強度熱延鋼板及びその製造法に関
するものである。
するものである。
現在、自動車用鋼材を中心に加工性の良い高強度鋼板が
強く求められている。高抗張力と加工性は常識的には相
反するものであシ、それらの両立は困難であるが、最近
開発されたフェライト結晶粒と少量の高硬度焼入組織か
ら成る二相鋼（以下ＤＰ鋼と言う）はそれらを両立させ
たある意味では理想的な材料である。ところが従来のＤ
Ｐ鋼は以下に述べる理由により製造コストが高く広く使
われるに至っていない。
強く求められている。高抗張力と加工性は常識的には相
反するものであシ、それらの両立は困難であるが、最近
開発されたフェライト結晶粒と少量の高硬度焼入組織か
ら成る二相鋼（以下ＤＰ鋼と言う）はそれらを両立させ
たある意味では理想的な材料である。ところが従来のＤ
Ｐ鋼は以下に述べる理由により製造コストが高く広く使
われるに至っていない。
二相組織を得る方法として現在採られている方法は鋼材
をＡ３点温度とＡ４点温度の中間であるオ−ステナイト
／フェライトニ相温度域にある時間滞留させることによ
シフエライトを十分に発達させると共にオーステナイト
中の炭素を濃化させた後に急冷してオーステナイトをマ
ルテンサイト等の高硬度低温変態生成組織とするもので
ある。この技術の要点はフェライトが発達し易くしかも
小量のオーステナイトは変態し難いと言う二相分離を起
こさせる成分系の設計にある。特に連続熱延工程で製造
される熱延ままＤＰ鋼は圧延終了後から冷却開始までの
時間が短いので成分は極めて重要である。フェライト変
態の促進のためにはＳｉ量を増加する方法が採られ、通
常１％前後まで添加される。オーステナイト部の変態を
抑えるにはＭｎ量を増加する方法が採られ通常１．５チ
以上添加される。さらに焼入れ組織を得易くするために
Ｃｒ ＋Ｍｏ、Ｂ等が添加される事もあるがその結果成
分コストは高いものになる。このような成分調整以外に
冷却制御も重要である。急冷開始時におけるオーステナ
イトの分率が変態終了後の焼入れ第二相の分率を決め、
第二相の分率と強度は第１図の如く直線関係にある。従
って圧延終了後から冷却開始までの時間経過におけるフ
ェライト変態量を精度よく制御する様な温度履歴を鋼板
に与えねばならず、さらに急冷後の第二相が十分硬い組
織になるためには急冷後の鋼板温度を２００℃近くまで
低下させる必要がある。このために冷却においては圧延
材毎に微妙な作業が必要となシ生産性を低下させること
でコスト高の一因となっている。
をＡ３点温度とＡ４点温度の中間であるオ−ステナイト
／フェライトニ相温度域にある時間滞留させることによ
シフエライトを十分に発達させると共にオーステナイト
中の炭素を濃化させた後に急冷してオーステナイトをマ
ルテンサイト等の高硬度低温変態生成組織とするもので
ある。この技術の要点はフェライトが発達し易くしかも
小量のオーステナイトは変態し難いと言う二相分離を起
こさせる成分系の設計にある。特に連続熱延工程で製造
される熱延ままＤＰ鋼は圧延終了後から冷却開始までの
時間が短いので成分は極めて重要である。フェライト変
態の促進のためにはＳｉ量を増加する方法が採られ、通
常１％前後まで添加される。オーステナイト部の変態を
抑えるにはＭｎ量を増加する方法が採られ通常１．５チ
以上添加される。さらに焼入れ組織を得易くするために
Ｃｒ ＋Ｍｏ、Ｂ等が添加される事もあるがその結果成
分コストは高いものになる。このような成分調整以外に
冷却制御も重要である。急冷開始時におけるオーステナ
イトの分率が変態終了後の焼入れ第二相の分率を決め、
第二相の分率と強度は第１図の如く直線関係にある。従
って圧延終了後から冷却開始までの時間経過におけるフ
ェライト変態量を精度よく制御する様な温度履歴を鋼板
に与えねばならず、さらに急冷後の第二相が十分硬い組
織になるためには急冷後の鋼板温度を２００℃近くまで
低下させる必要がある。このために冷却においては圧延
材毎に微妙な作業が必要となシ生産性を低下させること
でコスト高の一因となっている。
以上に述べた従来の熱延り、Ｐ、鋼製造法の欠点は圧延
終了後から急冷開始までの短い時間でフェライト変態量
を制御せねばならない事に由来しているが、本発明者ら
はフェライト変態量を圧延中に制御すると共にフェライ
トを超細粒化するという新規な方法を見出し、従来法の
欠点を克服した。
終了後から急冷開始までの短い時間でフェライト変態量
を制御せねばならない事に由来しているが、本発明者ら
はフェライト変態量を圧延中に制御すると共にフェライ
トを超細粒化するという新規な方法を見出し、従来法の
欠点を克服した。
すなわち本発明の要旨とするところは下記のとおシであ
る。
る。
（１） Ｃ０，０２％〜０．２％ 、 Ｓｉ １．０
％以下、 Ｍｎ １．５％以下からなシ、実質的に特殊
成分を含有しない炭素鋼で、粒径５μ以下のフェライト
相５ｏ〜９５チと残部焼入相の二相組織を有する二相高
張力熱延鋼板。
％以下、 Ｍｎ １．５％以下からなシ、実質的に特殊
成分を含有しない炭素鋼で、粒径５μ以下のフェライト
相５ｏ〜９５チと残部焼入相の二相組織を有する二相高
張力熱延鋼板。
（２） Ｃ０，０２％〜０．２％、 Ｓｔ １．０％
以下、 Ｍｎ １．５％以下からなυ、実質的に特殊成
分を含有しない炭素鋼をＡｒ ３＋ １００℃〜Ａｒ、
＋５０℃の温度範囲において、合計圧下率６０チ以上で
１かつ１ノやスまだは２パス以上の累計圧下率が５０％
以上の圧延を２秒以内で行い、超微細なフェライト相５
０〜９５％と、残部オーステナイト相からなる組織にし
たあと、２０℃／Ｓを超える冷却速度で急冷することに
より平均゛粒径５μ以下のフェライト相と焼入相からな
る二相鋼とすることを特徴とする二相高張力熱延鋼板の
製造法。
以下、 Ｍｎ １．５％以下からなυ、実質的に特殊成
分を含有しない炭素鋼をＡｒ ３＋ １００℃〜Ａｒ、
＋５０℃の温度範囲において、合計圧下率６０チ以上で
１かつ１ノやスまだは２パス以上の累計圧下率が５０％
以上の圧延を２秒以内で行い、超微細なフェライト相５
０〜９５％と、残部オーステナイト相からなる組織にし
たあと、２０℃／Ｓを超える冷却速度で急冷することに
より平均゛粒径５μ以下のフェライト相と焼入相からな
る二相鋼とすることを特徴とする二相高張力熱延鋼板の
製造法。
以下、本発明について詳細に説明する。
従来、オーステナイト温度域の低温側で加工を行なうと
変態点が上昇する事は知られていたが、温度、加工量と
変態量の定量的研究はなされていなかった。本発明者ら
は研究の結果圧延によシ変態を制御しうる可能性がある
との結論を得るに至った。第２図に一例を示す。第２図
は０．Ｉ Ｃ−０，５Ｓ ｉ −１，０Ｍｎの炭素鋼を
Ａ ｒ ３前後の温度域で種々の圧下率によシ加工し、
加工直後に水冷して変態量を調べだ結果である。圧下率
が大なる程、また、圧延温度が低い程フェライトの変態
量は多い。Ａｒ ５以上の温度でフェライト変態が進行
する理由は加工によシ主にオーステナイト粒界に高歪を
受ける場所があシ、回復が追い付かない場合にはエネル
ギー的にオーステナイトとして再結晶するよりはフェラ
イトに変態しだ力が安定である場合があるからと考えら
れる。従って温度が高い場合は変態を起こさせる加工量
はより犬である必要があシ、この様な変態は加工を受け
ると同時に起こるであろう。この変態の重要な特徴は変
態後のフェライト結晶粒が極端に小さい事にある。第４
図（ａ）〜（ｃ）は０、１２ Ｃ−０，４８Ｓｔ −０
，５Ｍｎ鋼を８５０℃において、種々の圧下率によシ加
工した後、直ちに水冷 □しだ場合の顕微鏡組織写
真を示すが、圧下率が大きい程変態量すなわちフェライ
ト分率が大きくなると同時にフェライト粒径は圧下率の
上昇と共に小さくなり、最小フェライト粒径は３μ以下
になる事が分る。本発明者らは種々の成分範囲の鋼につ
いて実験を重ねた結果、加工によシ細粒７エライトを得
、しかも変態量を適正に制御できる温度範囲はｋｒ３＋
１００℃〜Ａｒ１＋５０℃で３０秒以内の累積圧下率
を６０チ以上にする必要があるとの結論に達しだ。
変態点が上昇する事は知られていたが、温度、加工量と
変態量の定量的研究はなされていなかった。本発明者ら
は研究の結果圧延によシ変態を制御しうる可能性がある
との結論を得るに至った。第２図に一例を示す。第２図
は０．Ｉ Ｃ−０，５Ｓ ｉ −１，０Ｍｎの炭素鋼を
Ａ ｒ ３前後の温度域で種々の圧下率によシ加工し、
加工直後に水冷して変態量を調べだ結果である。圧下率
が大なる程、また、圧延温度が低い程フェライトの変態
量は多い。Ａｒ ５以上の温度でフェライト変態が進行
する理由は加工によシ主にオーステナイト粒界に高歪を
受ける場所があシ、回復が追い付かない場合にはエネル
ギー的にオーステナイトとして再結晶するよりはフェラ
イトに変態しだ力が安定である場合があるからと考えら
れる。従って温度が高い場合は変態を起こさせる加工量
はより犬である必要があシ、この様な変態は加工を受け
ると同時に起こるであろう。この変態の重要な特徴は変
態後のフェライト結晶粒が極端に小さい事にある。第４
図（ａ）〜（ｃ）は０、１２ Ｃ−０，４８Ｓｔ −０
，５Ｍｎ鋼を８５０℃において、種々の圧下率によシ加
工した後、直ちに水冷 □しだ場合の顕微鏡組織写
真を示すが、圧下率が大きい程変態量すなわちフェライ
ト分率が大きくなると同時にフェライト粒径は圧下率の
上昇と共に小さくなり、最小フェライト粒径は３μ以下
になる事が分る。本発明者らは種々の成分範囲の鋼につ
いて実験を重ねた結果、加工によシ細粒７エライトを得
、しかも変態量を適正に制御できる温度範囲はｋｒ３＋
１００℃〜Ａｒ１＋５０℃で３０秒以内の累積圧下率
を６０チ以上にする必要があるとの結論に達しだ。
次に極細粒フェライト組織を持つり、Ｐ、鋼について考
察する。
察する。
結晶粒の微細化はＰｅｔｃｈの関係としてよく知られて
いる様に降伏点の上昇をもたらす。同時に抗張力も上昇
させるがその効果は降伏点に対する程には大きくない。
いる様に降伏点の上昇をもたらす。同時に抗張力も上昇
させるがその効果は降伏点に対する程には大きくない。
従って細粒鋼は降伏比（降伏強度の抗張力に対する比）
が高いという特徴があシ、成形性が要求される薄板とし
ては不利と考えられる。しかしながら構造部材として要
求される高強度とは高降伏応力である筈であるし、降伏
比の大きい事は塑性変形中の加工硬化が小さい事である
から全伸びさえ十分にあればむしろ成形上も好ましい場
合さえある。
が高いという特徴があシ、成形性が要求される薄板とし
ては不利と考えられる。しかしながら構造部材として要
求される高強度とは高降伏応力である筈であるし、降伏
比の大きい事は塑性変形中の加工硬化が小さい事である
から全伸びさえ十分にあればむしろ成形上も好ましい場
合さえある。
ところで本発明によシ得られる極細粗鋼では変態が非常
に短時間に行なわれるために炭素の拡散による移動距離
が少なく、従って大きな炭化物が出来難い。実際第４図
（ｃ）には変態が終了している罠も拘わらずパーライト
状の組織は認め難い。炭化物の厚みが薄いと変形時の辷
シ＃ｉ！が炭化物内部で交差する事なく、厚み全体を貫
通する機会が増え、クラックを発生し難くなシ、鋼材の
全伸びは増加する。高炭素７等−ライト鋼でラメラ間隔
を小さくすると絞り性が上昇するのはこの理由による。
に短時間に行なわれるために炭素の拡散による移動距離
が少なく、従って大きな炭化物が出来難い。実際第４図
（ｃ）には変態が終了している罠も拘わらずパーライト
状の組織は認め難い。炭化物の厚みが薄いと変形時の辷
シ＃ｉ！が炭化物内部で交差する事なく、厚み全体を貫
通する機会が増え、クラックを発生し難くなシ、鋼材の
全伸びは増加する。高炭素７等−ライト鋼でラメラ間隔
を小さくすると絞り性が上昇するのはこの理由による。
第３図は本発明による細粒ＤＰ鋼の強度−延性バランス
を従来法のＤＰ鋼と比較したものであるが、従来ＤＰ材
よ）け劣るものの析出強化材よシは高いレベルにある事
が分る。
を従来法のＤＰ鋼と比較したものであるが、従来ＤＰ材
よ）け劣るものの析出強化材よシは高いレベルにある事
が分る。
次に冷却について述べる。本発明は従来法で成分と調整
冷却によって起こさせていた二相分離を加工歪によって
起こさせるものであるから、圧延終了時には既にフェラ
イトとオーステナイト混合組織になっているので調整冷
却の必要は無く、オーステナイトが焼入れ組織にだるだ
けの十分な冷却速度がち少さえすれば良い。結晶粒の成
長を抑える意味では冷却速度は大きい程望ましいが、極
低炭素鋼でない限ｐ ２０ ℃／ ｓｅｅの冷却速度で
十分である。炭化物の粗大化を防ぐ意味からも冷却速度
は大きい方が良いが、炭化物の粗大化はフェライト中の
過剰炭素の減少と同義であるのでその効果は相殺される
。この様に本発明によれば冷却の制御は特に必要とせず
、実生産上有利である。
冷却によって起こさせていた二相分離を加工歪によって
起こさせるものであるから、圧延終了時には既にフェラ
イトとオーステナイト混合組織になっているので調整冷
却の必要は無く、オーステナイトが焼入れ組織にだるだ
けの十分な冷却速度がち少さえすれば良い。結晶粒の成
長を抑える意味では冷却速度は大きい程望ましいが、極
低炭素鋼でない限ｐ ２０ ℃／ ｓｅｅの冷却速度で
十分である。炭化物の粗大化を防ぐ意味からも冷却速度
は大きい方が良いが、炭化物の粗大化はフェライト中の
過剰炭素の減少と同義であるのでその効果は相殺される
。この様に本発明によれば冷却の制御は特に必要とせず
、実生産上有利である。
以下に本発明の構成要件の限定理由について述べる。
成分：
Ｃは焼入れ相を得る為には原理的に０．０２％以上必要
であるから下限を０．０２％とし、まだ０．２−以上で
は加工性の点からＤＰ鋼である有位性を消失するので０
．２％を上限とした。
であるから下限を０．０２％とし、まだ０．２−以上で
は加工性の点からＤＰ鋼である有位性を消失するので０
．２％を上限とした。
Ｓｌは二相分離を助長させる事と強度−延性バランスを
向上させる効果があるが、多過ぎると所望の変態量に対
し要する加工率が高くなシ制御困難になるので上限を１
チとする事が望ましい。
向上させる効果があるが、多過ぎると所望の変態量に対
し要する加工率が高くなシ制御困難になるので上限を１
チとする事が望ましい。
Ｍｎは冷却速度が大きくとれないときには増量まだは添
加してもよいが、Ｓｉと同様の理由から１．５％を上限
とする事が望ましい。
加してもよいが、Ｓｉと同様の理由から１．５％を上限
とする事が望ましい。
なお（：ｒ、１３．Ｍｏ等焼入性を増加させる元素の添
加も差支えないが、コストの点に問題がある。
加も差支えないが、コストの点に問題がある。
圧延温度：
圧延温度はＡｒｓ ＋ １００℃を超えると加工による
変態が起らず、Ａｒ１ ＋ ５０℃未満では大きなフェ
ライト粒が生成し混粒になると共に先夜のフェライトが
加工され延性が低下してしまう。従って温度範囲をＡｒ
ｓ ＋ １００℃〜Ａｒ１＋５０℃としだ。
変態が起らず、Ａｒ１ ＋ ５０℃未満では大きなフェ
ライト粒が生成し混粒になると共に先夜のフェライトが
加工され延性が低下してしまう。従って温度範囲をＡｒ
ｓ ＋ １００℃〜Ａｒ１＋５０℃としだ。
圧下率
合計圧下率が６０％未満であると成品板が混粒となυ加
工性が低下するので６０％を下限とした。
工性が低下するので６０％を下限とした。
１パスの圧下率は大きい程フェライト粒は小さくな、ｐ
、４０％以上の圧下率が好ましいが、パス間時間が十分
小さければ多・９ス圧延でもよい。但し多パス圧延とし
た場合効果の現われる累計圧下率は１パス大圧下加工の
場合よυも犬となり、２秒以内の・平スにおける累計圧
下率で５０％以上が必要である。そこで１パスまたは２
パス以上の累計圧下率を５０チ以上に限定した。また累
計圧下率の選択によシフエライト粒径とフェライト量の
調整が可能であるが、本発明の主旨よシ圧延終了時点で
フェライト量が９５％を超える程フェライト変態を進行
させてはならない事は明らかである。
、４０％以上の圧下率が好ましいが、パス間時間が十分
小さければ多・９ス圧延でもよい。但し多パス圧延とし
た場合効果の現われる累計圧下率は１パス大圧下加工の
場合よυも犬となり、２秒以内の・平スにおける累計圧
下率で５０％以上が必要である。そこで１パスまたは２
パス以上の累計圧下率を５０チ以上に限定した。また累
計圧下率の選択によシフエライト粒径とフェライト量の
調整が可能であるが、本発明の主旨よシ圧延終了時点で
フェライト量が９５％を超える程フェライト変態を進行
させてはならない事は明らかである。
圧延時間：
多ノｊス圧延の場合は途中パスの１パスまたは２・ぐス
以上で累計圧下率が５０％以上となる加工を２秒以内に
行なう必要がある。さもなければパス間の回復によυ加
工の効果が失なわれフェライトが粗大になり成品板の加
工性が劣化する。そこで累計圧下率が５０チ以上となる
１パスまたは２パス以上の加工時間を２秒以内と限定し
た。
以上で累計圧下率が５０％以上となる加工を２秒以内に
行なう必要がある。さもなければパス間の回復によυ加
工の効果が失なわれフェライトが粗大になり成品板の加
工性が劣化する。そこで累計圧下率が５０チ以上となる
１パスまたは２パス以上の加工時間を２秒以内と限定し
た。
フェライトの超細粒化のためには圧下率を多ノクス圧延
の後段になるほど大きくする事がとくに効果的で、この
時、ノ卆ス間時間が短いほど加工歪の累積効果が発揮さ
れる。例えば多ノ４ス圧延の最終１パスまたは２パス以
上の圧延を１秒以内に累計圧下率５０チ以上で行なった
時のフェライト粒径は４μ以下という超微細なものにな
るのである。
の後段になるほど大きくする事がとくに効果的で、この
時、ノ卆ス間時間が短いほど加工歪の累積効果が発揮さ
れる。例えば多ノ４ス圧延の最終１パスまたは２パス以
上の圧延を１秒以内に累計圧下率５０チ以上で行なった
時のフェライト粒径は４μ以下という超微細なものにな
るのである。
この点からは圧延はタンデムミルによる連続熱延が適し
ている。
ている。
フェライト相の比率：
細粒フェライト相が５０％以下では強度は高いものの加
工性が劣るだめに実用的ではなく、９５チ以上では第二
相による強化の効果が小さいのでその比率を５０〜９５
チに限定した。
工性が劣るだめに実用的ではなく、９５チ以上では第二
相による強化の効果が小さいのでその比率を５０〜９５
チに限定した。
冷却速度：
冷却速度は該鋼が圧延終了時に持つオーステナイトが焼
入れ組織となるに必要な２０℃／ｓｅｃを下限とした。
入れ組織となるに必要な２０℃／ｓｅｃを下限とした。
実施例
表１に示す成分からなる炭素鋼を表２に示す圧延・冷却
条件で連続熱延を行なった表２中のＡ〜Ｄが本発明鋼で
あるが、それぞれ焼入相の割合に応じた強度となってお
９．７０〜８０ ｋｇ／ｗｎ２級の高張力鋼が作９分け
られている。本発明鋼の降伏比（ＹＲ）は従来の成分調
整＋冷却制御型二相鋼と較べるとやや高いものの通常の
圧延材よシは低く二相鋼の特徴を示している。
条件で連続熱延を行なった表２中のＡ〜Ｄが本発明鋼で
あるが、それぞれ焼入相の割合に応じた強度となってお
９．７０〜８０ ｋｇ／ｗｎ２級の高張力鋼が作９分け
られている。本発明鋼の降伏比（ＹＲ）は従来の成分調
整＋冷却制御型二相鋼と較べるとやや高いものの通常の
圧延材よシは低く二相鋼の特徴を示している。
表２中のＥ−Ｉは比較鋼であり、Ｅ、Ｇは冷却速度が遅
いために焼入れ組織が得られず、Ｆは圧下率が大きいた
めに冷却開始以前に変態が終了し、Ｈは圧延温度が低い
ために圧延中に変態が終了したのでいずれも二相鋼には
なっていない。比較鋼Ｆは二相組織ではないが、結晶粒
が微細なために強度が高い。しかし細粒強化のだめに降
伏比が高い。■は２秒以内の累計圧下率が５０係未満で
あシフエライト粒径が大きくなっている。上記結果を第
３図に表示している。図中○印は本発明鋼を示し、Ｘ印
は比較鋼を示している。
いために焼入れ組織が得られず、Ｆは圧下率が大きいた
めに冷却開始以前に変態が終了し、Ｈは圧延温度が低い
ために圧延中に変態が終了したのでいずれも二相鋼には
なっていない。比較鋼Ｆは二相組織ではないが、結晶粒
が微細なために強度が高い。しかし細粒強化のだめに降
伏比が高い。■は２秒以内の累計圧下率が５０係未満で
あシフエライト粒径が大きくなっている。上記結果を第
３図に表示している。図中○印は本発明鋼を示し、Ｘ印
は比較鋼を示している。
以上の様に本発明によれば圧延温度と圧下率の調整のみ
で特殊成分の添加や、制御冷却を必要とせずに熱延まま
二相鋼板を製造する事ができ、しかも強度範囲を単一成
分で広範囲に作シ分けられる。すなわち従来製造コスト
の高かっだ二相組織高張力鋼板が安価に製造できる様に
なった。
で特殊成分の添加や、制御冷却を必要とせずに熱延まま
二相鋼板を製造する事ができ、しかも強度範囲を単一成
分で広範囲に作シ分けられる。すなわち従来製造コスト
の高かっだ二相組織高張力鋼板が安価に製造できる様に
なった。
表１ 供試鋼の成分 （ｖｒｔ％）
第１図は焼入れ第二相の割合と引張強度の関係を示す図
（０，Ｉ Ｃ−０，５５ｉ−１，５Ｍｎ鋼、Ｎ、 ＝
１１．５ ）、第２図は０．Ｉ Ｃ−０，５Ｓｉ −１
，ＯＭｎ鋼（ｋｒ３： ７９３℃）をＡ ｒ ｓ変態点
近傍の温度でトヤス圧延し、圧延直後急冷（水冷）しだ
時の圧下率と変態率の関係を示す図、第３図は本発明に
よシ製造した二相鋼（○印）と従来法によシ製造しだ鋼
及び比較鋼の強度−延性バランスの比較を示しだ図、第
４図は０．１２ Ｃ−０，４８Ｓｉ −０，５Ｍｎ鋼を
８５０℃において種々の圧下率で加工し、加工直後水冷
した時の組織を示す顕微鏡写真図で、（ａ）は圧下率８
０％、（ｂ）は圧下率８７％、（Ｃ）は圧下率９５％の
場合である。 第１図 ノ土 トモＦ（ｃｌｏ） 第 ３図 り方簡−弓１弓長強ル （ｋｇ１″／ケッリ第４図 （４） （Ｃ）
（０，Ｉ Ｃ−０，５５ｉ−１，５Ｍｎ鋼、Ｎ、 ＝
１１．５ ）、第２図は０．Ｉ Ｃ−０，５Ｓｉ −１
，ＯＭｎ鋼（ｋｒ３： ７９３℃）をＡ ｒ ｓ変態点
近傍の温度でトヤス圧延し、圧延直後急冷（水冷）しだ
時の圧下率と変態率の関係を示す図、第３図は本発明に
よシ製造した二相鋼（○印）と従来法によシ製造しだ鋼
及び比較鋼の強度−延性バランスの比較を示しだ図、第
４図は０．１２ Ｃ−０，４８Ｓｉ −０，５Ｍｎ鋼を
８５０℃において種々の圧下率で加工し、加工直後水冷
した時の組織を示す顕微鏡写真図で、（ａ）は圧下率８
０％、（ｂ）は圧下率８７％、（Ｃ）は圧下率９５％の
場合である。 第１図 ノ土 トモＦ（ｃｌｏ） 第 ３図 り方簡−弓１弓長強ル （ｋｇ１″／ケッリ第４図 （４） （Ｃ）
Claims (4)
- （１） ＣＯ，０２％ 〜０．２％、 Ｓｔ １ｊ、
０％以下、 Ｍｎ １．５％以下からなシ、実質的に特
殊成分を含有しない炭素鋼で、粒径５μ以下のフェライ
ト相５０〜９５チと残部焼入相の二相組織を有する二相
高張力熱延鋼板。 - （２） Ｃ０，０２％〜０．２％、５ｉｌ１％以下、
Ｍｎ １．５ ’１６以下からなシ、実質的に特殊成
分を含有しない炭素鋼をＡｒｓ ＋ １００℃〜Ａｒ１
＋５０℃の温度範囲において、合計圧下率６０％以上で
かつ、１パスまたは２パス以上の累計圧下率が５０チ以
上の圧延を２秒以内で行い、超微細なフェライト相５０
〜９５％と、残部オーステナイト相からなる組織にした
あと、２０℃／８を超える冷却速度で急冷することによ
シ、平均粒径５μ以下のフェライト相と焼入相からなる
二相鋼とすることを特徴とする二相高張力熱延鋼板の製
造法。 - （３）圧延温度と圧延圧下率を調整することによυフェ
ライト相の量を調整する特許請求の範囲第２項記載の方
法。 - （４）圧延温度と圧延圧下率を調整することによシフニ
ライト相の粒径を調整する特許請求の範囲第２項記載の
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3944283A JPS59166651A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3944283A JPS59166651A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59166651A true JPS59166651A (ja) | 1984-09-20 |
| JPS6239230B2 JPS6239230B2 (ja) | 1987-08-21 |
Family
ID=12553124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3944283A Granted JPS59166651A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59166651A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1983
- 1983-03-10 JP JP3944283A patent/JPS59166651A/ja active Granted
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| WO2007132436A3 (en) * | 2006-05-17 | 2009-05-07 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Process for the production of fine-grained carbon steel strips and strips thus obtainable |
| JP2014058745A (ja) * | 2013-12-12 | 2014-04-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板の製造方法 |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6239230B2 (ja) | 1987-08-21 |
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