JPS60100630A - 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法Info
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- JPS60100630A JPS60100630A JP20879783A JP20879783A JPS60100630A JP S60100630 A JPS60100630 A JP S60100630A JP 20879783 A JP20879783 A JP 20879783A JP 20879783 A JP20879783 A JP 20879783A JP S60100630 A JPS60100630 A JP S60100630A
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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
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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】
本発明は延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造
方法に係り、特に引張強度が５９ ｋ４ｆ／＋ｍＪ以上
の高張力鋼板の安定した製造方法に関する・近年、自動
車の安全性や軽量化の観点から、バンパーやドアガード
バ−などの強度部材に引張強度が４０呻ｆ／、ｗｊ以上
の高張力鋼板などが多用嘔れている。このような用途に
適用嘔れる材料の特性としては、高強度とともにすぐれ
た延性と曲げ加工性が要求ちれる。最近フェライトとマ
ルテンサイトまたはベイナイトを主とする低温変態生成
物から成る混合組織銅板が、このような要求を満たす鋼
板として多用嘔れている。このような鋼板は現在のとこ
ろＭｎを多量に添加することがオーステナイトの安定化
ひいては低温変態生成物の形成に不可欠であり、２％に
近い量が添加嘔れている。
方法に係り、特に引張強度が５９ ｋ４ｆ／＋ｍＪ以上
の高張力鋼板の安定した製造方法に関する・近年、自動
車の安全性や軽量化の観点から、バンパーやドアガード
バ−などの強度部材に引張強度が４０呻ｆ／、ｗｊ以上
の高張力鋼板などが多用嘔れている。このような用途に
適用嘔れる材料の特性としては、高強度とともにすぐれ
た延性と曲げ加工性が要求ちれる。最近フェライトとマ
ルテンサイトまたはベイナイトを主とする低温変態生成
物から成る混合組織銅板が、このような要求を満たす鋼
板として多用嘔れている。このような鋼板は現在のとこ
ろＭｎを多量に添加することがオーステナイトの安定化
ひいては低温変態生成物の形成に不可欠であり、２％に
近い量が添加嘔れている。
このようが鋼板はフェライト・オーステナイト２相域忙
おいて主として連続焼鈍炉による短時間の熱処理により
延性の良好なフェライト・マルテンサイトの混合組織鋼
板が得られるが、曲げ加工性は多量のＭｎ添加に起因す
る強いバンド組織のため劣化し、更にそのバンド組織に
より局部変形能は低下し、切欠感受性も増大するので用
いられる部品によってはこれらの欠点が大きな問題とな
っていた。
おいて主として連続焼鈍炉による短時間の熱処理により
延性の良好なフェライト・マルテンサイトの混合組織鋼
板が得られるが、曲げ加工性は多量のＭｎ添加に起因す
る強いバンド組織のため劣化し、更にそのバンド組織に
より局部変形能は低下し、切欠感受性も増大するので用
いられる部品によってはこれらの欠点が大きな問題とな
っていた。
これらを解決する几め、バンド組織が消失するＡｃ、変
態点以上の温度領域で熱処理する方法があり、確かに曲
は加工性、局部変形能、切欠感受性は改善ちれるが、ベ
イナイト主体の組織となり延性が顕著に劣化する。更に
Ａｃ、変態点以上の温度領域で熱処理する場合は引張特
性が冷却速度の変動で大きく変化し、安定した材質を得
ることが困難であった。
態点以上の温度領域で熱処理する方法があり、確かに曲
は加工性、局部変形能、切欠感受性は改善ちれるが、ベ
イナイト主体の組織となり延性が顕著に劣化する。更に
Ａｃ、変態点以上の温度領域で熱処理する場合は引張特
性が冷却速度の変動で大きく変化し、安定した材質を得
ることが困難であった。
本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、延性、
曲げ加工性、局部延性にすぐれ切欠感受性の低い高強度
薄鋼板の安定した製造方法を提供するＫある。
曲げ加工性、局部延性にすぐれ切欠感受性の低い高強度
薄鋼板の安定した製造方法を提供するＫある。
本発明の上記の目的は次の２発明によって達成てれる。
第１発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、重量比にて Ｃ： ０．０２〜０．１５％ Ｍｎ ： ０．２〜３．
５％Ｐ：０．０１〜０，１５％ Ａｔ： ０．１０％以
下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物よシ成る高強
度薄鋼板の製造方法において、前記鋼板をＡｃ、変態点
以上Ａｃ、変態点＋５０℃以下の温度範囲で３〜６０秒
間の均熱を施す工程と、前記均熱工程後Ａｒ、変態点以
下Ａｒ１変態点以上の温度範囲のフェライト・オーステ
ナイト２相域まで冷却し該温度範囲で２０秒間以上保持
する工程と、前記保持工程終了後の冷却に際し６００〜
３００℃の温度範囲における平均冷却速度を下記（１）
式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（’Ｃ／ｓｅｃ ）以
上にて冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする
延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法でお
る。
わち、重量比にて Ｃ： ０．０２〜０．１５％ Ｍｎ ： ０．２〜３．
５％Ｐ：０．０１〜０，１５％ Ａｔ： ０．１０％以
下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物よシ成る高強
度薄鋼板の製造方法において、前記鋼板をＡｃ、変態点
以上Ａｃ、変態点＋５０℃以下の温度範囲で３〜６０秒
間の均熱を施す工程と、前記均熱工程後Ａｒ、変態点以
下Ａｒ１変態点以上の温度範囲のフェライト・オーステ
ナイト２相域まで冷却し該温度範囲で２０秒間以上保持
する工程と、前記保持工程終了後の冷却に際し６００〜
３００℃の温度範囲における平均冷却速度を下記（１）
式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（’Ｃ／ｓｅｃ ）以
上にて冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする
延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法でお
る。
ＬｏｇＣＲ（’Ｃ／５ｅｃ） ＝−１，７３［Ｍｎ（％
）＋３．５Ｆ（％））’＋３．９５・・・（１） 第２発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、第１発明と同一のＣ，Ｍｎ−、Ｐ、Ａｔの基本組
成を有するほか、更に Ｓｉ ： ０．１〜１．５％ Ｃｒ ： ０．１〜１．
０％ＭＯ：Ｑ、ｌ 〜１．０％ Ｂ ： ５〜１００
ｐｐｍより成るＡ群、および Ｖ ： ０．０１〜０．２０％ Ｔｉ ： ０．０１〜
０．２０％Ｎｂ ： ０．０１−０．１０％ よシ成るＢ群のうちより選ばれた１種または２種以上を
含み、残部がｒｅおよび不可避的不純物より成る高強度
薄鋼板を第１発明と同様な方法で熱処理するのであるが
、冷却工程における平均冷却速度は第１発明と異なシ下
記Ｃ）式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅｅ
） Ｋよる製造方法である。
）＋３．５Ｆ（％））’＋３．９５・・・（１） 第２発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、第１発明と同一のＣ，Ｍｎ−、Ｐ、Ａｔの基本組
成を有するほか、更に Ｓｉ ： ０．１〜１．５％ Ｃｒ ： ０．１〜１．
０％ＭＯ：Ｑ、ｌ 〜１．０％ Ｂ ： ５〜１００
ｐｐｍより成るＡ群、および Ｖ ： ０．０１〜０．２０％ Ｔｉ ： ０．０１〜
０．２０％Ｎｂ ： ０．０１−０．１０％ よシ成るＢ群のうちより選ばれた１種または２種以上を
含み、残部がｒｅおよび不可避的不純物より成る高強度
薄鋼板を第１発明と同様な方法で熱処理するのであるが
、冷却工程における平均冷却速度は第１発明と異なシ下
記Ｃ）式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅｅ
） Ｋよる製造方法である。
ＬｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ ＞ ＝ １．７３ ＣＭｎ（
％）＋〇、２６ Ｓ ｉ （％）＋３．５Ｐ（％）＋１
．３Ｃｒ（％）＋２．６７Ｍ０（％寥＋３．９５ ・・
・（２） ただしＢ添加の場合は（２）式の３．９５を３．４０に
変更する。
％）＋〇、２６ Ｓ ｉ （％）＋３．５Ｐ（％）＋１
．３Ｃｒ（％）＋２．６７Ｍ０（％寥＋３．９５ ・・
・（２） ただしＢ添加の場合は（２）式の３．９５を３．４０に
変更する。
まず、本発明の高強度薄鋼板の成分限定理由てついて説
明する。
明する。
Ｃ：
Ｃは鏑の基本成分の一つとして重要な元素でちり、０．
０２％未満でも基本的に本発明の目的とする混合組織が
得られるが、ＡＣ３点が急激に上昇しα→γ２相となる
温度領域が狭くなり、その結果焼鈍時の温度制御が非常
に困難となるので下限を０．０２Ｘとした。一方、０．
１５％を越えるとスポット溶接性が急激に劣化するため
上限を０．１５％とした。
０２％未満でも基本的に本発明の目的とする混合組織が
得られるが、ＡＣ３点が急激に上昇しα→γ２相となる
温度領域が狭くなり、その結果焼鈍時の温度制御が非常
に困難となるので下限を０．０２Ｘとした。一方、０．
１５％を越えるとスポット溶接性が急激に劣化するため
上限を０．１５％とした。
Ｍｎ：
Ｍｎは固溶体強化元素でちると同時に混合組織のため不
可欠である。その下限は熱間脆性防止と溶製上の観点か
ら０．２％とした。−万Ｍｎの増加ととも例臨界冷却速
度ＣＲが減少し目的とする混合組織が得やすくなるが、
３．５％を越えるとスポット溶接性の劣化をもたらすの
で３．５％を上限とした。
可欠である。その下限は熱間脆性防止と溶製上の観点か
ら０．２％とした。−万Ｍｎの増加ととも例臨界冷却速
度ＣＲが減少し目的とする混合組織が得やすくなるが、
３．５％を越えるとスポット溶接性の劣化をもたらすの
で３．５％を上限とした。
Ｐ：
Ｐは安価で固溶強化能の大きいフェライト形成元素であ
り、添加量の増量に伴い臨界冷却速度ＣＲが減少するの
で好ましいが、００１％未満ではその効果が不十分であ
り、また０、１５％を越えるとスポット溶接性を害する
ので、０．０１〜０．１５％の範囲に限定した。
り、添加量の増量に伴い臨界冷却速度ＣＲが減少するの
で好ましいが、００１％未満ではその効果が不十分であ
り、また０、１５％を越えるとスポット溶接性を害する
ので、０．０１〜０．１５％の範囲に限定した。
Ａｔ：
Ａｔは脱酸元素として必要であるが、過剰のＡｔはアル
ミナクラスターを形成し表面性状が劣化し熱間割れの危
険性が高くなるので上限を０．１０％に限定した。
ミナクラスターを形成し表面性状が劣化し熱間割れの危
険性が高くなるので上限を０．１０％に限定した。
上記のＣ，Ｍｎ、Ｐ、Ａ４の各限定量をもって、本発明
の高強度鋼板の基本成分とするが、更にＡ群のＳｉ＋
Ｃｒ ＋ Ｍｏ ｔ Ｂの各元素、Ｂ群として■。
の高強度鋼板の基本成分とするが、更にＡ群のＳｉ＋
Ｃｒ ＋ Ｍｏ ｔ Ｂの各元素、Ｂ群として■。
Ｔｉ 、 Ｎｂの各元素を下記の限定量において１種ま
たは２種以上を同時に含有する高強度薄板如おいても本
発明の目的をより有効に達成できる。これらの限定理由
は次の如くである。
たは２種以上を同時に含有する高強度薄板如おいても本
発明の目的をより有効に達成できる。これらの限定理由
は次の如くである。
Ａ群Ｓ ｉ＋ Ｃｒ ＋ Ｍｏ ＋ Ｂ ：Ａ群のこれ
らの元素は（２）式から明らかな如く、いずれも混合組
織形成に必要な臨界冷却速度を下げると同時に低温変態
生成物を増加し、その結果強度増加の効果がおる。その
効果が発揮ＩｎるにはＳＩＨＣｒ ！ Ｍｏの各元素は
０．１％以上、Ｂは５ｐｐｍ以上が必要であり、また過
剰の添加は効果が飽和しコストも上昇するので上限をＳ
ｔは１．５％、Ｃｒ、Ｍｏは１．０％、Ｂは１００ ｐ
ｐｍに限定した。
らの元素は（２）式から明らかな如く、いずれも混合組
織形成に必要な臨界冷却速度を下げると同時に低温変態
生成物を増加し、その結果強度増加の効果がおる。その
効果が発揮ＩｎるにはＳＩＨＣｒ ！ Ｍｏの各元素は
０．１％以上、Ｂは５ｐｐｍ以上が必要であり、また過
剰の添加は効果が飽和しコストも上昇するので上限をＳ
ｔは１．５％、Ｃｒ、Ｍｏは１．０％、Ｂは１００ ｐ
ｐｍに限定した。
Ｂ群Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ：
Ｂ群の各元素は炭窒化物形成元素であり、細粒化、析出
物あるいけフェライト相の再結晶抑制による強度増加の
効果があるが、各元素とも０．０１％未満ではその効果
が十分ではないので、下限を０．０１％に限定した。ま
た、過剰の添加は効果が飽和しコストも上昇するのでＶ
、Ｔｉは０．２０％以・下、Ｎｂけ０．１０％以下に限
定した◇なお、上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用し
てそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそれぞれ
の効果が相殺嘔れることはない。
物あるいけフェライト相の再結晶抑制による強度増加の
効果があるが、各元素とも０．０１％未満ではその効果
が十分ではないので、下限を０．０１％に限定した。ま
た、過剰の添加は効果が飽和しコストも上昇するのでＶ
、Ｔｉは０．２０％以・下、Ｎｂけ０．１０％以下に限
定した◇なお、上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用し
てそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそれぞれ
の効果が相殺嘔れることはない。
本発明は、上記の如く成分組成を限定した鋼を下記の如
く熱処理を限定管理することによって延性と曲げ加工性
の良好な高強度薄鋼板を低廉なコストで製造できろ。本
発明鋼は熱延、酸洗、冷延後連続焼鈍毛れる。熱延は通
常の条件であるが高強度を得るためには６００℃以下の
低温巻取が好ましい。
く熱処理を限定管理することによって延性と曲げ加工性
の良好な高強度薄鋼板を低廉なコストで製造できろ。本
発明鋼は熱延、酸洗、冷延後連続焼鈍毛れる。熱延は通
常の条件であるが高強度を得るためには６００℃以下の
低温巻取が好ましい。
次忙、本発明における焼鈍条件の限定理由について説明
する。焼鈍条件は本発明の最も重要な要件であり、本発
明における鋼板の熱処理サイクルはオーステナイト単相
での保持の第１工程、フェライト・オーステナイト２相
域での保持の第２工程、急冷の第３工程の３段階に分け
らルる。
する。焼鈍条件は本発明の最も重要な要件であり、本発
明における鋼板の熱処理サイクルはオーステナイト単相
での保持の第１工程、フェライト・オーステナイト２相
域での保持の第２工程、急冷の第３工程の３段階に分け
らルる。
筐ず、第１工程としてはＡＣ３変態点以上Ａｃ、変態点
→−５０℃以下の温度に３秒以上６０秒以下の時間保持
することが必須である。０れはオーステナイト単相域に
保持することによりＭｎの偏析に起因するバンド状組織
を消失嘔せるためであり、従って保持する温度はＡｃ８
変態点以上であることが必要である。しかし、Ａｃ、変
態点＋５０℃以上の高温では粒の粗大化が進行し、鋼板
表面性状の劣化が起こるので上限をＡｃ、変態点＋５０
℃とした。
→−５０℃以下の温度に３秒以上６０秒以下の時間保持
することが必須である。０れはオーステナイト単相域に
保持することによりＭｎの偏析に起因するバンド状組織
を消失嘔せるためであり、従って保持する温度はＡｃ８
変態点以上であることが必要である。しかし、Ａｃ、変
態点＋５０℃以上の高温では粒の粗大化が進行し、鋼板
表面性状の劣化が起こるので上限をＡｃ、変態点＋５０
℃とした。
また、オーステナイト単相域に保持する時間はオーステ
ナイト逆変態が十分に進行するため３秒以上は必要であ
り、−万６０秒を越えて保持すると粒の粗大化を招くの
で好ましくない。従って第１工程は、温度をＡｃｓ変態
点以上ＡＣ，変態点＋５０℃以下、時間は３秒以上、６
０秒以下に限定し友。
ナイト逆変態が十分に進行するため３秒以上は必要であ
り、−万６０秒を越えて保持すると粒の粗大化を招くの
で好ましくない。従って第１工程は、温度をＡｃｓ変態
点以上ＡＣ，変態点＋５０℃以下、時間は３秒以上、６
０秒以下に限定し友。
第２工程は先に第１工程でオーステナイト単相域で保持
した後の鋼板を冷却してＡｒ、変態点以下、Ａｒ、変態
点以上のフェライト・オーステナイト２相域で２０秒以
上の保持を行うのである。これはバンド組織の消失した
オーステナイト中にフェライトを出現させ、急冷後、フ
ェライト・マルテンサイト組織とするために行うもので
るり、２０秒未満の保持では変態の進行が十分でなく、
時間の下限を２０秒とした。上限は特に限定しないが、
長くしても材質は改善されず生産能率も低下するので余
分に長くする必要はない。また、温度はフェライトが出
現するＡ ｒ Ｂ変態点以下とする必要があり、下限は
Ａｒ、変態点未満では急冷後フェライト・マルテンサイ
トから成る混合組織が得られず好ましくないのでＡｒ、
変態点以下、Ａｒ、変態点以上に限定した。なお第１工
程終了後第２工程への冷却はどのような手段によっても
よいが、フェライトの生成を促進するためには変態の駆
動力を増大する意味で大きな速度で冷却する万が望まし
いＯ 次に第３工程はフェライト・オーステナイト２相域から
の冷却であるが、この冷却は高強度と良好な延性を得る
ため冷却速度が決定嘔れる。すなわち、冷却速度が（１
） 、 （２１式によりめられる臨界冷却速度ＣＲ（’
Ｃ／ｓｅｃ ）未満ではいわゆるフェライト・パーライ
ト組織となり高強度は得らｎない。
した後の鋼板を冷却してＡｒ、変態点以下、Ａｒ、変態
点以上のフェライト・オーステナイト２相域で２０秒以
上の保持を行うのである。これはバンド組織の消失した
オーステナイト中にフェライトを出現させ、急冷後、フ
ェライト・マルテンサイト組織とするために行うもので
るり、２０秒未満の保持では変態の進行が十分でなく、
時間の下限を２０秒とした。上限は特に限定しないが、
長くしても材質は改善されず生産能率も低下するので余
分に長くする必要はない。また、温度はフェライトが出
現するＡ ｒ Ｂ変態点以下とする必要があり、下限は
Ａｒ、変態点未満では急冷後フェライト・マルテンサイ
トから成る混合組織が得られず好ましくないのでＡｒ、
変態点以下、Ａｒ、変態点以上に限定した。なお第１工
程終了後第２工程への冷却はどのような手段によっても
よいが、フェライトの生成を促進するためには変態の駆
動力を増大する意味で大きな速度で冷却する万が望まし
いＯ 次に第３工程はフェライト・オーステナイト２相域から
の冷却であるが、この冷却は高強度と良好な延性を得る
ため冷却速度が決定嘔れる。すなわち、冷却速度が（１
） 、 （２１式によりめられる臨界冷却速度ＣＲ（’
Ｃ／ｓｅｃ ）未満ではいわゆるフェライト・パーライ
ト組織となり高強度は得らｎない。
逆に冷却速度がＣＲ（ｔｌ：／ｓｅｅ ）以上であれば
１部にベイナイトを含むいわゆるフェライト・マルテン
サイト組織となり高強度と良好な延性が得られる。急冷
において６００〜３００℃の温度範囲の冷却速度を限定
したのは、フェライト・オーステナイト２相域から冷却
する場合、６００℃以下の温度での冷却速度が小さいと
ベイナイト変態や拡散型変態が起こり、強度と延性のバ
ランスがくずれ好ましくなく、また、Ｍｓ点より十分に
低い３００℃以下まで急冷しないとやはりベイナイト変
態や拡散型変態が起こり同様に強度と延性のバランスに
対して好ましくないからである。
１部にベイナイトを含むいわゆるフェライト・マルテン
サイト組織となり高強度と良好な延性が得られる。急冷
において６００〜３００℃の温度範囲の冷却速度を限定
したのは、フェライト・オーステナイト２相域から冷却
する場合、６００℃以下の温度での冷却速度が小さいと
ベイナイト変態や拡散型変態が起こり、強度と延性のバ
ランスがくずれ好ましくなく、また、Ｍｓ点より十分に
低い３００℃以下まで急冷しないとやはりベイナイト変
態や拡散型変態が起こり同様に強度と延性のバランスに
対して好ましくないからである。
本発明は上記の如く、適切な合金成分の鋼板を連続的に
熱処理するにあたり、まずＡｃ３変態点以上の温度領域
に加熱保持して、オーステナイト単相としバンド組織を
消失名せ、その後Ａｒｆｉ変態点以下Ａｒ、変態点以上
のフェライト・オーステナイト２相域に保持し、次に急
冷して最終的にバンド組織のないフェライトとマルテン
サイト（１部ベイナイトを含む）から成る混合組織とし
、曲は加工性が良好でかつ延性も良好な鋼板を製造する
ことができる。本発明の熱処理サイクルを第１図に模式
的に示したが次の３段階となる。
熱処理するにあたり、まずＡｃ３変態点以上の温度領域
に加熱保持して、オーステナイト単相としバンド組織を
消失名せ、その後Ａｒｆｉ変態点以下Ａｒ、変態点以上
のフェライト・オーステナイト２相域に保持し、次に急
冷して最終的にバンド組織のないフェライトとマルテン
サイト（１部ベイナイトを含む）から成る混合組織とし
、曲は加工性が良好でかつ延性も良好な鋼板を製造する
ことができる。本発明の熱処理サイクルを第１図に模式
的に示したが次の３段階となる。
（１）・・・オーステナイト単相域保持（第１工程）（
Ｉｌｌ・・・フェライト・オーステナイト２相域保持（
第２工程） （２）・・・急冷（第３工程） 実施例１ 第１表に示す組成の銅を仕上圧延温度８３０〜８７０℃
、巻取温度５００〜５３０℃にて熱延し、続いて冷延に
て１．２調厚の冷延鋼板とし、第２図に示した４種のヒ
ートサイクルの熱処理を行゛った。
Ｉｌｌ・・・フェライト・オーステナイト２相域保持（
第２工程） （２）・・・急冷（第３工程） 実施例１ 第１表に示す組成の銅を仕上圧延温度８３０〜８７０℃
、巻取温度５００〜５３０℃にて熱延し、続いて冷延に
て１．２調厚の冷延鋼板とし、第２図に示した４種のヒ
ートサイクルの熱処理を行゛った。
すなわち（２）はフェライト単相域の焼鈍、■はフェラ
イト・オーステナイト２相域の焼鈍、（Ｑはオーステナ
イト単相域の焼鈍であり、これらはいずれも比較例であ
る。こｎに対し、０は本発明の条件を満足するヒートサ
イクルであり、オーステナイト １ 表 ト単相域で３０秒保持した後、２℃／ｓｅｃの速度で冷
却し、次いでフェライト・オーステナイト２相域におい
て３０秒保持した後、３０℃／ｓｅｅの速度で冷却した
。これらの熱処理鋼板の機械的性質を調査しその結果を
第２表に示した。なお、臨界曲げ半径とは割れを生じな
い最小曲げ半径であり、切欠引張伸びはＪＩ８５号試験
片ＩＣ２ｖｍ Ｖノツチを機械加工ｔ、ＧＬ＝５０熊で
行った。第２表から本発明実施例は延性にすぐれ曲げ性
も良好で、かつ切欠引張特性もすぐｎていることがわか
る。
イト・オーステナイト２相域の焼鈍、（Ｑはオーステナ
イト単相域の焼鈍であり、これらはいずれも比較例であ
る。こｎに対し、０は本発明の条件を満足するヒートサ
イクルであり、オーステナイト １ 表 ト単相域で３０秒保持した後、２℃／ｓｅｃの速度で冷
却し、次いでフェライト・オーステナイト２相域におい
て３０秒保持した後、３０℃／ｓｅｅの速度で冷却した
。これらの熱処理鋼板の機械的性質を調査しその結果を
第２表に示した。なお、臨界曲げ半径とは割れを生じな
い最小曲げ半径であり、切欠引張伸びはＪＩ８５号試験
片ＩＣ２ｖｍ Ｖノツチを機械加工ｔ、ＧＬ＝５０熊で
行った。第２表から本発明実施例は延性にすぐれ曲げ性
も良好で、かつ切欠引張特性もすぐｎていることがわか
る。
実施例２
第１表の屋２鋼を実施例１と同一の方法で１．２四厚の
冷＃、鋼板に圧延した。この鋼板をオーステナイト単相
域である９００℃において３０秒間保持し、その後第２
工程の保持温度Ｔを８００，７５０゜７００．６５０℃
の４種類に変えてその温度まで５℃／ｓｅｃの速度で冷
却し、そｊ、それその保持温度Ｔにて２００秒間保持し
、保持後室温まで４０℃／ｓｅｅの速度で冷却した。こ
扛らの鋼板の引張特性、曲げ特性を調査し、第３図に示
した。なお、９００℃にて３０秒間保持後、直ちに４０
℃／ｓｅｅの速度で冷却した鋼板についても比較のため
調食し、その結果を第３図に◎印で示した。第３図にお
いて、第２工程の保持温度Ｔはフェライト・オーステナ
イト２相域である７００．７５０℃に保持したものが伸
び１曲げ性がともにすぐれていることがわかる。
冷＃、鋼板に圧延した。この鋼板をオーステナイト単相
域である９００℃において３０秒間保持し、その後第２
工程の保持温度Ｔを８００，７５０゜７００．６５０℃
の４種類に変えてその温度まで５℃／ｓｅｃの速度で冷
却し、そｊ、それその保持温度Ｔにて２００秒間保持し
、保持後室温まで４０℃／ｓｅｅの速度で冷却した。こ
扛らの鋼板の引張特性、曲げ特性を調査し、第３図に示
した。なお、９００℃にて３０秒間保持後、直ちに４０
℃／ｓｅｅの速度で冷却した鋼板についても比較のため
調食し、その結果を第３図に◎印で示した。第３図にお
いて、第２工程の保持温度Ｔはフェライト・オーステナ
イト２相域である７００．７５０℃に保持したものが伸
び１曲げ性がともにすぐれていることがわかる。
実施例３
第３表に示す組成の鋼を実施例１と同一の方法で冷延銅
板とし、この鋼板を第２図に示した０お第 ３ 表 よび０の２種類のヒートサイクルで焼鈍を行い、それら
の焼鈍鎖板の引張特性、曲げ特性を調査し、その結果を
第４表に示した。第４表から本発明の熱処理である０の
ヒートサイクルを施したものは、第 ４ 表 いずれも引張強嘔を劣化嘔せることなく伸びが大きく同
時に曲げ性も改善できることがわかる。
板とし、この鋼板を第２図に示した０お第 ３ 表 よび０の２種類のヒートサイクルで焼鈍を行い、それら
の焼鈍鎖板の引張特性、曲げ特性を調査し、その結果を
第４表に示した。第４表から本発明の熱処理である０の
ヒートサイクルを施したものは、第 ４ 表 いずれも引張強嘔を劣化嘔せることなく伸びが大きく同
時に曲げ性も改善できることがわかる。
本発明は上記の多くの実施例からも明らかな如く、鋼板
の合金成分を限定し、熱延、冷延後の連続焼鈍において
、Ａｃ、変態点以上に３〜６０秒間加熱保持し、その後
Ａｒｓ変態点以下Ａｒ１変態点以上に２０秒以上保持し
、その冷却に際し、６００〜３００℃の温度範囲の冷却
速度を限定して急冷し、最終的にバンド組織のないフェ
ライトとマルテンサイトから成る混合組織とすることに
より、曲げ加工性が良好でかつ延性もすぐれた高強度薄
鋼板を製造することができた０
の合金成分を限定し、熱延、冷延後の連続焼鈍において
、Ａｃ、変態点以上に３〜６０秒間加熱保持し、その後
Ａｒｓ変態点以下Ａｒ１変態点以上に２０秒以上保持し
、その冷却に際し、６００〜３００℃の温度範囲の冷却
速度を限定して急冷し、最終的にバンド組織のないフェ
ライトとマルテンサイトから成る混合組織とすることに
より、曲げ加工性が良好でかつ延性もすぐれた高強度薄
鋼板を製造することができた０
第１図は本発明の熱処理を示したヒートサイクル図、第
２図は各種の熱処理を示したヒートサイクル図、第３図
は第２工程の保持温度が引張特性、曲げ特性忙およぼす
影響を示す線図５でおる。 第１図 ９００’０３０ｓ 第３図 ６５０ ７００ ７５０ ８００ 矛２ニオ呈の保将石友Ｔ （’Ｃ）
２図は各種の熱処理を示したヒートサイクル図、第３図
は第２工程の保持温度が引張特性、曲げ特性忙およぼす
影響を示す線図５でおる。 第１図 ９００’０３０ｓ 第３図 ６５０ ７００ ７５０ ８００ 矛２ニオ呈の保将石友Ｔ （’Ｃ）
Claims (2)
- （１）重量比にて Ｃ： ０．０２〜０．１５％ Ｍｎ ： ０．２〜３．
５％Ｐ：０．０１〜０１５％ ｉ ： ０．１０％以下
を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る高強度
薄鋼板の製造方法において、前記鋼板をＡｃ、変態点以
上ＡＣ，変態点＋５０℃以下の温度範囲で３〜６０秒間
の均熱を施す工程と、前記均熱工程後Ａｒ、変態点以下
Ａｒ、変態点以上の＠度範囲のフェライト・オーステナ
イト２相域まで冷却し該温度範囲で２０秒間以上保持す
る工程と、前記保持工程終了後の冷却に際し６００〜３
００℃の温度範囲における平均冷却速度を下記（１）式
で算出された臨界冷却速度ＣＲ（℃／５ｅｅ）以上にて
冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする延性と
曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法。 ｌＪ３ｇＣＲ（℃／５ｅｃ）＝−１，７３ＣＭｎ（％）
＋３．５Ｐ（％））＋３．９５・・・（１） - （２）重量比にて Ｃ： ０．０２〜０．１５％ Ｍｎ ： ０．２〜３．
５％Ｐ：０．０１〜０．１５％ Ａｔ： ０．１０％以
下を基本成分とし、更に Ｓｉ ： ０．１〜１．５％ Ｃｒ：０．１〜１．０％
ＭＯ＝０．１〜１．０％ Ｂ ： ５〜１００ Ｉ）ｐ
ｍより成るＡ群および Ｖ：０．０１〜０．２０％ Ｔｉ：０．０１〜０．２０
％Ｎｂ：０．０１〜０，１０％ より成るＢ群のうちより選はｎｆｃ１種または２種以上
を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る高強度
薄鋼板の製造方法において、前記鋼板をＡＣ，変態点以
上Ａｃ、変態点＋５０℃以下の温度範囲で３〜６０秒間
の均熱を施す工程と、前記均熱工程後Ａｒ、変態点以下
Ａｒ、変態点以上の温度範囲のフェライト・オーステナ
イト２相域まで冷却し該温度範囲で２０秒間以上保持す
る工程と、前記保持工程終了後の冷却に際し６００〜３
００℃の温度範囲における平均冷却速度を下記（２）式
で算出逼れた臨界冷却速度ＣＲ（ｔｌ：／ｓｅｅ ）以
上にて冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする
延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法。 ｔｏｇＣＲ（℃／５ｅｃ）＝−１，７３（Ｍｎ（％）＋
０．２６Ｓｉ（％）＋ ３．５ Ｐ （％）＋１．３
Ｃｒ （％）＋２．６７Ｍ。 （％））＋３．９５ ・・・（２） ただし、Ｂ添加の場合は（２）式の３．９５を３．４０
に変更する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20879783A JPS60100630A (ja) | 1983-11-07 | 1983-11-07 | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20879783A JPS60100630A (ja) | 1983-11-07 | 1983-11-07 | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60100630A true JPS60100630A (ja) | 1985-06-04 |
| JPH0321608B2 JPH0321608B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=16562273
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20879783A Granted JPS60100630A (ja) | 1983-11-07 | 1983-11-07 | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60100630A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1378577A1 (fr) | 2002-07-02 | 2004-01-07 | Centre de Recherches Metallurgiques A.S.B.L. | Procédé pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminée à froid, apte au formage, et bande d'acier ainsi obtenue |
| WO2009016881A1 (ja) * | 2007-08-01 | 2009-02-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 曲げ加工性および疲労強度に優れた高強度鋼板 |
| JP2010159453A (ja) * | 2009-01-07 | 2010-07-22 | Kobe Steel Ltd | コイル内での強度ばらつきの小さい高強度冷延鋼板コイルおよびその製造方法 |
-
1983
- 1983-11-07 JP JP20879783A patent/JPS60100630A/ja active Granted
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1378577A1 (fr) | 2002-07-02 | 2004-01-07 | Centre de Recherches Metallurgiques A.S.B.L. | Procédé pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminée à froid, apte au formage, et bande d'acier ainsi obtenue |
| BE1015018A3 (fr) * | 2002-07-02 | 2004-08-03 | Ct Rech Metallurgiques Asbl | Procede pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminee a froid, procede de fabrication d'une bande d'acier adaptee au fromage et bande d'acier ainsi obtenue. |
| WO2009016881A1 (ja) * | 2007-08-01 | 2009-02-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 曲げ加工性および疲労強度に優れた高強度鋼板 |
| JP2009052140A (ja) * | 2007-08-01 | 2009-03-12 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性および疲労強度に優れた高強度鋼板 |
| US8257513B2 (en) | 2007-08-01 | 2012-09-04 | Kobe Steel, Ltd. | High strength steel sheet excellent in bending workability and fatigue strength |
| JP2010159453A (ja) * | 2009-01-07 | 2010-07-22 | Kobe Steel Ltd | コイル内での強度ばらつきの小さい高強度冷延鋼板コイルおよびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0321608B2 (ja) | 1991-03-25 |
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