JPS60245728A - 降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS60245728A JPS60245728A JP10178484A JP10178484A JPS60245728A JP S60245728 A JPS60245728 A JP S60245728A JP 10178484 A JP10178484 A JP 10178484A JP 10178484 A JP10178484 A JP 10178484A JP S60245728 A JPS60245728 A JP S60245728A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- yield ratio
- less
- ductility
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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】
（技術分野）
主として自動車用構造部材に適合する高張力鋼板の製造
方法に関連してこの明細書で述べる技術内容は、降伏比
が７０％以上と高く、かつ延性の良好なＰ添加高強度混
合組織鋼板の有利な製造についての開発効果を提案する
ところにある。
方法に関連してこの明細書で述べる技術内容は、降伏比
が７０％以上と高く、かつ延性の良好なＰ添加高強度混
合組織鋼板の有利な製造についての開発効果を提案する
ところにある。
（背景技術）
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さ５０ｋｉｆ／ａ
ｍ”以上の高強度鋼板が多用されている。
アガードバ−などの強度部材に引張強さ５０ｋｉｆ／ａ
ｍ”以上の高強度鋼板が多用されている。
このような用途に適用される材料の特性としては、引張
強さ、降伏点が高いと同時に延性が良好なことが要求さ
れる。
強さ、降伏点が高いと同時に延性が良好なことが要求さ
れる。
（従来技術と問題点）
このような用途には例えは特開昭４８−８１７２１号公
報に示されるようなＮｂ 、 Ｔｊ及びＶなどの析出線
粒化強化型の元素を添加した湖板が使われていたが延性
が充分でない。
報に示されるようなＮｂ 、 Ｔｊ及びＶなどの析出線
粒化強化型の元素を添加した湖板が使われていたが延性
が充分でない。
その後さらに高延性を有することに特徴づけられるフェ
ライトと、マルテンサイトなどの低温変態生成物から成
る混合組織鋼板が開発され、多用されつつあるが、これ
らの混合組織鋼板は、高引張強さ、高延性であるがそれ
と同時に低降伏点という共通の性質がありこの点、例え
ば特開昭５８−１９４４１号又、同５Ｂ−２２３３２号
各公報に示されるように、混合組織鋼では一般に降伏点
と引張強さの比として定義される降伏化が６５あるいは
６０％以下と低い。
ライトと、マルテンサイトなどの低温変態生成物から成
る混合組織鋼板が開発され、多用されつつあるが、これ
らの混合組織鋼板は、高引張強さ、高延性であるがそれ
と同時に低降伏点という共通の性質がありこの点、例え
ば特開昭５８−１９４４１号又、同５Ｂ−２２３３２号
各公報に示されるように、混合組織鋼では一般に降伏点
と引張強さの比として定義される降伏化が６５あるいは
６０％以下と低い。
以上述べたようにＮｂ 、 Ｔｉ及びｖなどを添加した
析出細粒化強化型の高張力鋼板では降伏点、引張強さと
もに高いが延性が劣り、一方混合組織鋼板では引張強さ
、延性ともに良好であるが降伏点カ低く、かくして高降
伏点、高延性をあわせて必要とする用途に適する薄鋼板
の製造は、従来不可能であったのである。
析出細粒化強化型の高張力鋼板では降伏点、引張強さと
もに高いが延性が劣り、一方混合組織鋼板では引張強さ
、延性ともに良好であるが降伏点カ低く、かくして高降
伏点、高延性をあわせて必要とする用途に適する薄鋼板
の製造は、従来不可能であったのである。
一部ニおいて、Ｐを用いた高強度銅板として古くから特
開昭５０−２８８１６号、同５０−６０４１９号各公報
などが提案されている。これらはＰ添加冷延鋼板を連続
焼鈍後スキンバス圧延を施すことを開示しているが、ス
キンパス圧延前の組織がフェライト・カーバイドから成
り、低温変態生成物を含む混合組織を得ることができな
い。
開昭５０−２８８１６号、同５０−６０４１９号各公報
などが提案されている。これらはＰ添加冷延鋼板を連続
焼鈍後スキンバス圧延を施すことを開示しているが、ス
キンパス圧延前の組織がフェライト・カーバイドから成
り、低温変態生成物を含む混合組織を得ることができな
い。
また上に触れた特開昭５８−２２３３２号公報並びに特
開昭５７−１８７４５２号公報には、それぞれ冷延薄板
及び熱延薄板とにつき、この発明の基本とする混合組織
を得ることが開示されているけれども低降伏比が余儀な
くされていたのである。
開昭５７−１８７４５２号公報には、それぞれ冷延薄板
及び熱延薄板とにつき、この発明の基本とする混合組織
を得ることが開示されているけれども低降伏比が余儀な
くされていたのである。
（発明の動機）
通常、焼鈍後における鋼板の降伏点を上げる方法として
はスキンパス圧延が、適合するところ、一般にはスキン
パス圧延によって、延性の劣化が伴われる。
はスキンパス圧延が、適合するところ、一般にはスキン
パス圧延によって、延性の劣化が伴われる。
しかるに実際上、この方法を混合組織鋼板に適用したと
ころ、特定条件で製造した混合組織鋼板にあっては、ス
キンバス圧延しても延性劣化が少ないことが発見された
。
ころ、特定条件で製造した混合組織鋼板にあっては、ス
キンバス圧延しても延性劣化が少ないことが発見された
。
（発明の目的）
上記知見の活用によって、高降伏点と高延性を兼備した
高張力鋼板の製造方法を確立することがこの発明の目的
である。
高張力鋼板の製造方法を確立することがこの発明の目的
である。
（発明の構成）
この発明は
０ ： ０．０３ Ａ−０，２ｏ ｗｔ％Ｉｎ ： ｏ
、ｓ Ａ−ａ、＋ｏ ｗｔ％Ｐ ： ０．０４ Ａ−０
，１５ｗｔ％Ｓ ： ０．０１ｗｔ％以下 Ａｌ： ０．１０ ｗｔ％以下 を基本組成とし、５％以下の低温変態生成物相と残りフ
ェライト相とからなる混合組織を有する熱延薄板又は冷
延薄板を、該混合組織とする熱処理に引続き、該熱処理
で得られる初期降伏比ｎ０に応じて下記式を満たす伸び
率ＳＫ （％）の範囲内にマスキンパス圧延することか
ら成る、降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼
板の製造方法記 ５．２５−０．０７５ｘＹＲｏ−＜ＳＫ（％）ｆ３ （
％）である。
、ｓ Ａ−ａ、＋ｏ ｗｔ％Ｐ ： ０．０４ Ａ−０
，１５ｗｔ％Ｓ ： ０．０１ｗｔ％以下 Ａｌ： ０．１０ ｗｔ％以下 を基本組成とし、５％以下の低温変態生成物相と残りフ
ェライト相とからなる混合組織を有する熱延薄板又は冷
延薄板を、該混合組織とする熱処理に引続き、該熱処理
で得られる初期降伏比ｎ０に応じて下記式を満たす伸び
率ＳＫ （％）の範囲内にマスキンパス圧延することか
ら成る、降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼
板の製造方法記 ５．２５−０．０７５ｘＹＲｏ−＜ＳＫ（％）ｆ３ （
％）である。
先ずこの発明の完成を導いた実験結果について説明する
。表１に示す条件で製造したフェライト・マルテンサイ
トから成る混合組織冷延鋼板（１，２闘厚）について伸
び率５％までのスキンパス圧延を施し引張特性を調べ、
その結果を第１図に示す。
。表１に示す条件で製造したフェライト・マルテンサイ
トから成る混合組織冷延鋼板（１，２闘厚）について伸
び率５％までのスキンパス圧延を施し引張特性を調べ、
その結果を第１図に示す。
、いずれの材料でもスキ・ンバスでの伸び率の増加に伴
い降伏比が急激に増加することが第１図に明らかである
。
い降伏比が急激に増加することが第１図に明らかである
。
降伏比が７０％以上となる臨界のスキンバス伸び率は、
第１図に併記した右下りの直線、つまりスキンバス前の
連続焼鈍ままでの降伏比ＹＲｏとの間で次式、 ＳＫ （％） −５，２５−０，０７５Ｘ ＹＲｏ＜％
）の関係が与えられる。
第１図に併記した右下りの直線、つまりスキンバス前の
連続焼鈍ままでの降伏比ＹＲｏとの間で次式、 ＳＫ （％） −５，２５−０，０７５Ｘ ＹＲｏ＜％
）の関係が与えられる。
一部スキンバス伸び率増加に伴い、第１図に示すように
伸びは低下傾向を示すが、この発明のＰ添加鋼（４）、
（Ｂ）では、スキンバスの伸び率が８％以下のとき延性
劣化は少なく、３％をこえてはじめて急激に劣化する。
伸びは低下傾向を示すが、この発明のＰ添加鋼（４）、
（Ｂ）では、スキンバスの伸び率が８％以下のとき延性
劣化は少なく、３％をこえてはじめて急激に劣化する。
なおＰを事実土倉まない比較鋼（０）ではスキンバスに
よる延性劣化が著しいことがわかる。
よる延性劣化が著しいことがわかる。
この実験は、上掲特開昭５８−２２８３２号公報に示さ
れたところに従う冷延彼の熱処理により、混合組織を得
た場合についてのスキンバスの影１１１を調査したわけ
であるが、その成績に対し、上記特開昭５７−１８７４
５２号公報に示された混合組織熱延薄板に対して同様な
スキンバスを施したとき、はぼ同等な降伏比の増強が確
保されることがたしか、められた。
れたところに従う冷延彼の熱処理により、混合組織を得
た場合についてのスキンバスの影１１１を調査したわけ
であるが、その成績に対し、上記特開昭５７−１８７４
５２号公報に示された混合組織熱延薄板に対して同様な
スキンバスを施したとき、はぼ同等な降伏比の増強が確
保されることがたしか、められた。
次にこの発明の成分範囲限定の理由について説明する。
０ ： ０．０８−０．２０ ｗｔ％
Ｃは連続焼鈍後のマルテンサイトなど低温変態生成物の
息を通して引張強さを支配するため重要であり、Ｇ量が
ｏ、ｏ ａ ｗｔ％より低いと高引張強さが得られない
だけでなくＡ０１変態点が急激に上昇し焼鈍時の温度制
御が困難になるため下限を０・０８％とした。
息を通して引張強さを支配するため重要であり、Ｇ量が
ｏ、ｏ ａ ｗｔ％より低いと高引張強さが得られない
だけでなくＡ０１変態点が急激に上昇し焼鈍時の温度制
御が困難になるため下限を０・０８％とした。
一万〇ｉの増加は強度を増加させるため好ましいが、０
．２０ｗｔ％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Ｏ−２０ｗｔ％とじた。
．２０ｗｔ％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Ｏ−２０ｗｔ％とじた。
Ｍｎ ： ｏ、ｓ ヘｓ、ｏ ｗｔ％
Ｍｎは固溶強化元素であり、強度を確保するために必要
であるが、この発明ではＰとともに低温変態生成物形成
のためにも重要であり、この発明の前提としての混合組
織を得るために最低ｏ、ｓｗｔ％を要するＯＭｎの増量
は強度を上げるため好ましいが、多用しすぎるとコスト
アップと溶接性劣化をもたらすためａ、ｏｗｔ％を上限
とした。
であるが、この発明ではＰとともに低温変態生成物形成
のためにも重要であり、この発明の前提としての混合組
織を得るために最低ｏ、ｓｗｔ％を要するＯＭｎの増量
は強度を上げるため好ましいが、多用しすぎるとコスト
アップと溶接性劣化をもたらすためａ、ｏｗｔ％を上限
とした。
Ｐ ： ０．０４ Ｐ−０，１５ｗｔ％Ｐは固溶強化、
低温変態生成促進作用があり、またコストも安価である
ため望ましい元素である。
低温変態生成促進作用があり、またコストも安価である
ため望ましい元素である。
とくにこの発明では理由は不明であるがスキンバスに伴
う延性劣化を少なくする効果が大であることから重要な
元素であり、この効果をもたらすためには、０．０４
ｗｔ％以上を必要とし、一方０．１５ｗｔ％をこえるＰ
の過量は脆化、溶接性劣化をもたらすため０．１５ｗｔ
％を上限とした。
う延性劣化を少なくする効果が大であることから重要な
元素であり、この効果をもたらすためには、０．０４
ｗｔ％以上を必要とし、一方０．１５ｗｔ％をこえるＰ
の過量は脆化、溶接性劣化をもたらすため０．１５ｗｔ
％を上限とした。
ｓ ： ｏ、ｏ ｘｗｔ％以下
ＳはＭｎＳとして劇中に存在し延性劣化をもたらすため
極力少なくすることが好ましいが、極低Ｓ量達成が困難
な場合たとえは、Ｇｅ 、 Ｌａなどの希土類元素又は
、Ｏａを添加し、硫化物の形状制御を行うことによって
延性劣化を防ぐことができるので、その限度において上
限を０゜０１ｗｔ％とした。
極力少なくすることが好ましいが、極低Ｓ量達成が困難
な場合たとえは、Ｇｅ 、 Ｌａなどの希土類元素又は
、Ｏａを添加し、硫化物の形状制御を行うことによって
延性劣化を防ぐことができるので、その限度において上
限を０゜０１ｗｔ％とした。
Ａｌ ： ０．１０ｗｔ％以下
Ａ４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て、表面性状を劣化させ、また熱
間割れのおそれが高くなるため上限を０．１０ｗｔ％と
じた。
ナクラスターを形成して、表面性状を劣化させ、また熱
間割れのおそれが高くなるため上限を０．１０ｗｔ％と
じた。
上記０ 、 Ｍｎ 、 Ｐ 、 Ｓ及びＡｌの各限定量
をもってこの発明の高強度鋼板の基本成分とするが、他
に強度増加を目的として２％以下のＳ土や、１％以下の
Ｑｒ及びＭＯ，０，１％以下ノＮｂ、Ｔｉ及び■をそれ
ぞれ１種又は、２種以上添加してもこの発明の目的は損
われない。とくにＮｂ 、 １’土、Ｖなどの添加は混
合組織鋼板においても析出細粒化の効果があり、強度増
加と焼鈍ままでの降伏比増加をもたらし、その結果降伏
比を７０％以上とするに必要なスキンバス伸び率を少な
くするために好ましい。
をもってこの発明の高強度鋼板の基本成分とするが、他
に強度増加を目的として２％以下のＳ土や、１％以下の
Ｑｒ及びＭＯ，０，１％以下ノＮｂ、Ｔｉ及び■をそれ
ぞれ１種又は、２種以上添加してもこの発明の目的は損
われない。とくにＮｂ 、 １’土、Ｖなどの添加は混
合組織鋼板においても析出細粒化の効果があり、強度増
加と焼鈍ままでの降伏比増加をもたらし、その結果降伏
比を７０％以上とするに必要なスキンバス伸び率を少な
くするために好ましい。
上記の如く成分組成を限定した鋼は熱延または冷延後連
続焼鈍さね、それぞれ熱延鋼板又は、冷延鋼板とされる
。この場合の熱延又は、焼鈍条件については次のとおり
である。
続焼鈍さね、それぞれ熱延鋼板又は、冷延鋼板とされる
。この場合の熱延又は、焼鈍条件については次のとおり
である。
ます熱延薄板は、上記の成分範囲が満たされるように溶
製した鋼スラブの加熱温度を１通常の圧延の場合とほぼ
同様に１１００〜１２５０°Ｃとする。また最終仕上圧
延を７５０〜９００℃にて終了した後通常の冷却速度（
１０〜２００“Ｃ／ ＢｅＯ）で冷却するだけで格別な
冷却パターンの規制を要しない。
製した鋼スラブの加熱温度を１通常の圧延の場合とほぼ
同様に１１００〜１２５０°Ｃとする。また最終仕上圧
延を７５０〜９００℃にて終了した後通常の冷却速度（
１０〜２００“Ｃ／ ＢｅＯ）で冷却するだけで格別な
冷却パターンの規制を要しない。
熱間圧延後のコイル巻取り温度（ＣＴ ）は４５０°Ｃ
以下がのぞましい。すなわち上記冷却後の初期降伏比Ｙ
Ｒｏが上記熱延条件の範囲内ではほぼＯ，Ｔ。
以下がのぞましい。すなわち上記冷却後の初期降伏比Ｙ
Ｒｏが上記熱延条件の範囲内ではほぼＯ，Ｔ。
のみによってきまり、また４５０°Ｃよりも高い温度で
巻取った場合もパーライト変態が生じＴＳが低下、ＹＲ
ｏが７０％以上となる。Ｃ，Ｔ、が４５０″Ｃ以下の場
合にはこの発明の成分の鋼の場合は７０％以上のフェラ
イトが巻取り時まで生成するためオーステナイト相にＣ
が濃縮し、Ｉｎの効果とあいまって巻取り後もしくは巻
取り前にマルテンサイト変態が生じる。
巻取った場合もパーライト変態が生じＴＳが低下、ＹＲ
ｏが７０％以上となる。Ｃ，Ｔ、が４５０″Ｃ以下の場
合にはこの発明の成分の鋼の場合は７０％以上のフェラ
イトが巻取り時まで生成するためオーステナイト相にＣ
が濃縮し、Ｉｎの効果とあいまって巻取り後もしくは巻
取り前にマルテンサイト変態が生じる。
次に冷延薄板については通常の熱間圧延をしたのち酸洗
を行ってから冷間圧延をし、次いで連続焼鈍を行う。
を行ってから冷間圧延をし、次いで連続焼鈍を行う。
熱延は通常の条件で行なわれるが、高強度を得るために
は６００°Ｃ以下の低温巻取りが好ましい。
は６００°Ｃ以下の低温巻取りが好ましい。
次に焼鈍条件は重要であり、まずその加熱温度は低温変
態生成物相の母相であるオーステナイト相を得るため１
０１点以上としなければならない。また１０１点以上に
おいては温度の高い程γ相の量が増し、その結果冷却後
の低温変態生成物相の量が増し、より高強度が得られる
ため高温焼鈍は好ましいけれども９５０”Ｃを超えると
強度増加は飽和すると同時にテンパーカラーやピックア
ップが発生するため９５０°Ｃにとどめる。ここにピッ
クアップというのは連続焼鈍ラインなどで先行の銅帯か
ら落下した酸化スケールが後続の銅帯に付着する現象を
いう。
態生成物相の母相であるオーステナイト相を得るため１
０１点以上としなければならない。また１０１点以上に
おいては温度の高い程γ相の量が増し、その結果冷却後
の低温変態生成物相の量が増し、より高強度が得られる
ため高温焼鈍は好ましいけれども９５０”Ｃを超えると
強度増加は飽和すると同時にテンパーカラーやピックア
ップが発生するため９５０°Ｃにとどめる。ここにピッ
クアップというのは連続焼鈍ラインなどで先行の銅帯か
ら落下した酸化スケールが後続の銅帯に付着する現象を
いう。
Ｎｂ 、 Ｔｉ及びＶなどの元素を含む場合にはα−γ
域の低温側でより高強度が得られるためα−γ域の低温
焼鈍が好ましい。
域の低温側でより高強度が得られるためα−γ域の低温
焼鈍が好ましい。
加熱時間は所定量のγ相を現出させるため１，０秒以上
の保持が必要であり、また１０分をこえて保持するには
焼鈍炉の均熱帯を長くするとか通板速度を低下させる必
要を伴い、いずれもコストアブをもたらすために上限を
１０分とした。
の保持が必要であり、また１０分をこえて保持するには
焼鈍炉の均熱帯を長くするとか通板速度を低下させる必
要を伴い、いずれもコストアブをもたらすために上限を
１０分とした。
この加熱温度からの冷却は耐２次加工ぜい性に大きな影
響を与えるため重要である。すなわち冷却速度が１５”
Ｃ／Ｓ００未満では混合組織が得られても、耐２次加工
ぜい性が向上しない。更に混合組織鋼板の引張強さは冷
却速度が大きいほど高くなり、同一組成でより高強度を
得るためには３０’Ｃ／ ｓ以上の冷却速度が好ましい
。
響を与えるため重要である。すなわち冷却速度が１５”
Ｃ／Ｓ００未満では混合組織が得られても、耐２次加工
ぜい性が向上しない。更に混合組織鋼板の引張強さは冷
却速度が大きいほど高くなり、同一組成でより高強度を
得るためには３０’Ｃ／ ｓ以上の冷却速度が好ましい
。
なお、上記の冷却速度はいずれも６００〜８００°Ｃ間
の平均速度であるが、延性向上を得るためにはフェライ
ト中の固溶０量を低減する必要があり、そのためには６
００°Ｃ以上め高温域につき２０”Ｃ／ Ｓｅｅ以下の
冷却速度で徐冷するのが好ましい。
の平均速度であるが、延性向上を得るためにはフェライ
ト中の固溶０量を低減する必要があり、そのためには６
００°Ｃ以上め高温域につき２０”Ｃ／ Ｓｅｅ以下の
冷却速度で徐冷するのが好ましい。
以上述べたようにして得られるＰ添加高強度熱延鋼板又
は冷延鋼板に対し、特定範囲内のスキンバス圧延を施す
ことがこの発明のとくに重要な点である。
は冷延鋼板に対し、特定範囲内のスキンバス圧延を施す
ことがこの発明のとくに重要な点である。
一般にスキンパス圧延は熱延のまま、又は焼鈍のままで
残留する降伏伸びを消し、かつ鋼板形状、表面性状を調
整する目的で施される。
残留する降伏伸びを消し、かつ鋼板形状、表面性状を調
整する目的で施される。
ところがこの発明のスキンパス圧延は、鋼板形状、表面
性状調整以外とくに鋼板に歪を付与し降伏点を増加させ
、熱延のまま、又は連続焼鈍のままで６５％又は７０％
未満であった降伏比を、７０％以上とする重要な目的が
ある。
性状調整以外とくに鋼板に歪を付与し降伏点を増加させ
、熱延のまま、又は連続焼鈍のままで６５％又は７０％
未満であった降伏比を、７０％以上とする重要な目的が
ある。
多くの実験結果により降伏比を７０％以上とするに必要
な最小のスキンパスにおける伸び率ＳＫ（％）はスキン
パス前の初期降伏比ＹＲｏと相関があることが明らかと
なり、次式でまるスキンパス伸び率ＳＫ （％）を下限
とする。
な最小のスキンパスにおける伸び率ＳＫ（％）はスキン
パス前の初期降伏比ＹＲｏと相関があることが明らかと
なり、次式でまるスキンパス伸び率ＳＫ （％）を下限
とする。
ＳＫｆ％）−５，２５−０，０７５×初期降伏比％スキ
ンパス伸び率増加に伴ない第１図に示すように降伏比は
上昇する。この場合鋼板の引張強さの変化は少なく、こ
の降伏比変化は降伏点変化に対応する。したがって高降
伏点を得るためにはスキンパス伸び率増加が好ましいが
、第１図に示すように３％以上のスキンパス伸び率では
伸びが急激に劣化するため上限を３％とした。
ンパス伸び率増加に伴ない第１図に示すように降伏比は
上昇する。この場合鋼板の引張強さの変化は少なく、こ
の降伏比変化は降伏点変化に対応する。したがって高降
伏点を得るためにはスキンパス伸び率増加が好ましいが
、第１図に示すように３％以上のスキンパス伸び率では
伸びが急激に劣化するため上限を３％とした。
（実施例）
表２にこの発明に従って得られる混合組織薄鋼板の組成
、製造条件及び引張特性を比較例と対比して示す。
、製造条件及び引張特性を比較例と対比して示す。
° （発明の効果）
この発明によれば従来の析出細粒強化型高強度鋼板と同
等の降伏点、引張強さとより優れた延性が１又、従来の
混合組織鋼と同等の引張強さ、延性とより高い降伏点が
得られることが明らかである０
等の降伏点、引張強さとより優れた延性が１又、従来の
混合組織鋼と同等の引張強さ、延性とより高い降伏点が
得られることが明らかである０
第１図は表１に示す供試鋼のスキンパス圧延による降伏
点の向上効果を示す比較グラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 スキソバ０ス伸伏率 （％）
点の向上効果を示す比較グラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 スキソバ０ス伸伏率 （％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＬＯ：０．０３〜０．２０ ｗｔ％ Ｉｎ ： ０．８〜８．Ｏｗｔ％ Ｐ ： ０．０．４〜０．１５ ｗｔ％Ｓ ： ０．０
１ ｗｔ％以下 Ａｌ ： ０．１０ ｗｔ％以下 を基本組成とし、５％以上の低温変態生成物１゛相と残
りフェライト相とからなる混合組織を有する熱延薄板又
は冷延薄板を、該混合組織とする熱処理に引続き該熱処
理で得られる初期降伏比ＹＲｏに応じて下記式を満たす
伸び率ＳＫ （％）の範囲内にてスキンバス圧延するこ
と゛から成る降伏比７０％以上で、かつ延性の良好な高
張力鋼板の製造方法。 記 ５．２５−０．０ ’１５ Ｘ ＹＲｏ、＜ＳＫ （％
）％８％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10178484A JPS60245728A (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10178484A JPS60245728A (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60245728A true JPS60245728A (ja) | 1985-12-05 |
| JPH0218363B2 JPH0218363B2 (ja) | 1990-04-25 |
Family
ID=14309807
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10178484A Granted JPS60245728A (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60245728A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02290955A (ja) * | 1989-02-13 | 1990-11-30 | Kobe Steel Ltd | 加工性にすぐれる合金化溶融亜鉛めつき高強度冷延鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1516937B1 (en) * | 2002-06-25 | 2008-03-05 | JFE Steel Corporation | High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57131325A (en) * | 1981-02-04 | 1982-08-14 | Kawasaki Steel Corp | Production of low yield ratio, high tensile cold rolled steel plate having good gamma value |
-
1984
- 1984-05-22 JP JP10178484A patent/JPS60245728A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57131325A (en) * | 1981-02-04 | 1982-08-14 | Kawasaki Steel Corp | Production of low yield ratio, high tensile cold rolled steel plate having good gamma value |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02290955A (ja) * | 1989-02-13 | 1990-11-30 | Kobe Steel Ltd | 加工性にすぐれる合金化溶融亜鉛めつき高強度冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0218363B2 (ja) | 1990-04-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4502897A (en) | Method for producing hot-rolled steel sheets having a low yield ratio and a high tensile strength due to dual phase structure | |
| EP0101740A1 (en) | Process for manufacturing cold-rolled steel having excellent press moldability | |
| JPH032224B2 (ja) | ||
| JPS61217529A (ja) | 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPS6240405B2 (ja) | ||
| US4770719A (en) | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement | |
| JPS6043431A (ja) | 連続焼鈍による耐フル−チイング性のすぐれた軟質表面処理用鋼板の製造法 | |
| JPH03294463A (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPS61113724A (ja) | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6199631A (ja) | 深絞り用薄鋼板の製造方法 | |
| JPS61272321A (ja) | 超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS60245728A (ja) | 降伏比７０％以上でかつ延性の良好な高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0557332B2 (ja) | ||
| JPH0344423A (ja) | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 | |
| JPS62139821A (ja) | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS61246327A (ja) | 超深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0192317A (ja) | 伸びフランジ加工性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPS59133324A (ja) | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JPS60100630A (ja) | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPH03150315A (ja) | 耐蝕性および成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPS6119739A (ja) | 連続焼鈍による絞り性の良好な高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH01136933A (ja) | 深紋り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3212346B2 (ja) | 靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH04365814A (ja) | 焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH04246153A (ja) | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |