JPS613843A - 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
高延性高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS613843A JPS613843A JP12404784A JP12404784A JPS613843A JP S613843 A JPS613843 A JP S613843A JP 12404784 A JP12404784 A JP 12404784A JP 12404784 A JP12404784 A JP 12404784A JP S613843 A JPS613843 A JP S613843A
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- temp
- ductility
- austenite
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-
- 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
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】
本発明は高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関し、詳し
くは、引張強さ４５〜１４０ ｋｇｆ／＋ａｍ”級の複
合組織高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
くは、引張強さ４５〜１４０ ｋｇｆ／＋ａｍ”級の複
合組織高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
近年、例えば、自動車の軽量化要求への高まりを背景と
して、加工性のすぐれた高強度冷延鋼板が使用されるに
至っている。このような高強度冷延鋼板としては、既に
、析出、固溶、組織強化等の種々の手段によるものが従
来より知られているが、特に、最近においては、連続焼
鈍技術の普及に伴って、マルテンサイトやベイナイトの
ような硬い低温変態生成物による強化能を利用した複合
組織高強度冷延鋼板が広く使用されるに至っている。こ
の′ような複合組織鋼板を製造するに際して、箱焼鈍に
よる場合は、Ａ Ｉ １点以上の再結晶温度からの冷却
速度が遅いために、Ｍｎ等のオーステナイト安定化元素
を多量に添加する必要があり、このために鋼板の製造費
用が高価となるが、連続焼鈍による場合は、冷却速度が
大きいために、上記のようなオーステナイト安定化元素
の添加を省略することができ、従って、低度に製造する
ことができるからである。
して、加工性のすぐれた高強度冷延鋼板が使用されるに
至っている。このような高強度冷延鋼板としては、既に
、析出、固溶、組織強化等の種々の手段によるものが従
来より知られているが、特に、最近においては、連続焼
鈍技術の普及に伴って、マルテンサイトやベイナイトの
ような硬い低温変態生成物による強化能を利用した複合
組織高強度冷延鋼板が広く使用されるに至っている。こ
の′ような複合組織鋼板を製造するに際して、箱焼鈍に
よる場合は、Ａ Ｉ １点以上の再結晶温度からの冷却
速度が遅いために、Ｍｎ等のオーステナイト安定化元素
を多量に添加する必要があり、このために鋼板の製造費
用が高価となるが、連続焼鈍による場合は、冷却速度が
大きいために、上記のようなオーステナイト安定化元素
の添加を省略することができ、従って、低度に製造する
ことができるからである。
上記の連続焼鈍は、再結晶焼鈍後の冷却方法によって、
冷却速度の非常に早い水焼入れ型と、冷却速度の比較的
遅いガスジェット又は気水冷却型とに大別されるが、使
用合金量の低減、従って、製造費用の低減の見地からは
水焼入れ型が有利である。この水焼入れ型連続焼鈍にお
いては、通常、Ａ （１点以上の再結晶加熱温度に短時
間加熱保持した後、強制空冷により所定の温度まで冷却
し、この温度（以下、この温度を水焼入れ開始温度とい
う。）から水焼入れを行ない、引き続いて、過時効処理
を施している。
冷却速度の非常に早い水焼入れ型と、冷却速度の比較的
遅いガスジェット又は気水冷却型とに大別されるが、使
用合金量の低減、従って、製造費用の低減の見地からは
水焼入れ型が有利である。この水焼入れ型連続焼鈍にお
いては、通常、Ａ （１点以上の再結晶加熱温度に短時
間加熱保持した後、強制空冷により所定の温度まで冷却
し、この温度（以下、この温度を水焼入れ開始温度とい
う。）から水焼入れを行ない、引き続いて、過時効処理
を施している。
上記のような方法において、低降伏比であって、且つ、
高強度高延性の冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスの
とれた冷延鋼板を得るためには、例えば、特開昭５５−
１’４１５２７号公報には、水焼入れ開始温度及び過時
効処理温度をそれぞれ所定の温度とすることが必要であ
るとされている。
高強度高延性の冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスの
とれた冷延鋼板を得るためには、例えば、特開昭５５−
１’４１５２７号公報には、水焼入れ開始温度及び過時
効処理温度をそれぞれ所定の温度とすることが必要であ
るとされている。
即ち、複合組織鋼板におけるマルテンサイトやにイナイ
トの低温変態生成物を強化能の高いマルテンサイト相と
子るために水焼入れ開始温度を、ま′た、高温からの急
冷によって過飽和に固溶したフェライト中の炭素を析出
させて、延性を改善するために過時効処理温度を、それ
ぞれ適正に選ぶ必要があるのである。
トの低温変態生成物を強化能の高いマルテンサイト相と
子るために水焼入れ開始温度を、ま′た、高温からの急
冷によって過飽和に固溶したフェライト中の炭素を析出
させて、延性を改善するために過時効処理温度を、それ
ぞれ適正に選ぶ必要があるのである。
しかしながら、本発明者らは、上記したように、単に水
焼入れ開始温度及び過時効処理温度を制御調整するのみ
では、十分に硬い第２相ア（得られず、また所定の母材
強度を得ようとすれば、第２相の体積率が増大して、延
性が低下し、かくして、低降伏比であり、且つ、高延性
高強度である冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスにす
ぐれた冷延鋼板を得ることが困難であることを見出した
。更に、上記した方法によれば、水焼入れ開始温度の変
動若しくはばらつき、或いはコイル内の化学成分の偏析
によって、母材強度におけるばらつきが大きくなること
も見出した。
焼入れ開始温度及び過時効処理温度を制御調整するのみ
では、十分に硬い第２相ア（得られず、また所定の母材
強度を得ようとすれば、第２相の体積率が増大して、延
性が低下し、かくして、低降伏比であり、且つ、高延性
高強度である冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスにす
ぐれた冷延鋼板を得ることが困難であることを見出した
。更に、上記した方法によれば、水焼入れ開始温度の変
動若しくはばらつき、或いはコイル内の化学成分の偏析
によって、母材強度におけるばらつきが大きくなること
も見出した。
本発明者らは、上記した問題を解決するために鋭意研究
した結果、安定した母材強度を有して、高延性高強度冷
延柵板を得るためには、水焼入れ開始温度及び過時効処
理温度を制御調整すると共に、再結晶加熱温度を制御し
、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率を所定の範囲
に規制することが必要であることを見出して、本発明に
至ったものである。
した結果、安定した母材強度を有して、高延性高強度冷
延柵板を得るためには、水焼入れ開始温度及び過時効処
理温度を制御調整すると共に、再結晶加熱温度を制御し
、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率を所定の範囲
に規制することが必要であることを見出して、本発明に
至ったものである。
本発明による高延性高強度冷延鋼板の製造方法は、重量
％で Ｃ０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ０．０１〜２．５％、 Ｍｎ ０．５〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後
、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度 。
％で Ｃ０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ０．０１〜２．５％、 Ｍｎ ０．５〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後
、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度 。
をＡ （１” Ａ （３点のフェライト・オーステナイ
ト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γｖが １２８ Ｇ ＋ ３．５ ≦ｒ ｖ （Ｘ） ≦１２８
Ｇ ＋ ５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し
、７．００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の
冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時
効処理を施すことを特徴とする。
ト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γｖが １２８ Ｇ ＋ ３．５ ≦ｒ ｖ （Ｘ） ≦１２８
Ｇ ＋ ５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し
、７．００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の
冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時
効処理を施すことを特徴とする。
先ず、本発明の方法において用いる綱の化学成分の限定
理由について説明する。
理由について説明する。
Ｃは、鋼板の引張強さを支配する重要な元素であり、マ
ルテンサイト組織を得るためには、少なくとも０．０２
％の添加を必要とし、強度を高める観点からは多いほど
よいが、反面、過多に添加するときは、第２相体積率が
高くなり、延性を確保し難くなり、また、スポット溶接
性も低下するので、その上限を０．３°％とする。
ルテンサイト組織を得るためには、少なくとも０．０２
％の添加を必要とし、強度を高める観点からは多いほど
よいが、反面、過多に添加するときは、第２相体積率が
高くなり、延性を確保し難くなり、また、スポット溶接
性も低下するので、その上限を０．３°％とする。
Ｓｉは、鋼をその延性を劣化さ省ないで、強化すると共
に、フェライト・オーステナイト温度域を拡大して、操
業上有利であるように、本発明による適正な再結晶温度
域を拡大するために添加される。かかる効果を有効に発
揮させるためには、添加量は少なくとも０．０１％が必
要であるが、過多に添加するときは、製造費用を高める
のみならず、適正な再結晶温度域を高温にするので、２
．５％以下とする。
に、フェライト・オーステナイト温度域を拡大して、操
業上有利であるように、本発明による適正な再結晶温度
域を拡大するために添加される。かかる効果を有効に発
揮させるためには、添加量は少なくとも０．０１％が必
要であるが、過多に添加するときは、製造費用を高める
のみならず、適正な再結晶温度域を高温にするので、２
．５％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化し、冷却過程におけ
る主としてマルテンサイトからなる低温変態生成物の生
成を容易にするたあに、０．５％以上を添加することが
必要であるが、過多に添加するときは、オーステナイト
相への濃化による第２相体積率が増加して、Ｃの濃縮が
弱まることがら、その添加量は２．５％以下とする。
る主としてマルテンサイトからなる低温変態生成物の生
成を容易にするたあに、０．５％以上を添加することが
必要であるが、過多に添加するときは、オーステナイト
相への濃化による第２相体積率が増加して、Ｃの濃縮が
弱まることがら、その添加量は２．５％以下とする。
本発明による方法においては、鋼には上記した元素に加
えて、Ｐｏ、０１〜０．１５％、Ｃｒ ０．０５〜１．
０％、Ｍ ｏ ０．０５〜０．６％よりなる群から選ば
れる少なくとも１種を添加することができる。
えて、Ｐｏ、０１〜０．１５％、Ｃｒ ０．０５〜１．
０％、Ｍ ｏ ０．０５〜０．６％よりなる群から選ば
れる少なくとも１種を添加することができる。
Ｐは、０．０１％以上の添加によって、Ｓｉと同様に鋼
の強化のために有効であるが、０．１５％を越えて過多
に添加すれば、スポット溶接性を阻害する。
の強化のために有効であるが、０．１５％を越えて過多
に添加すれば、スポット溶接性を阻害する。
＝、Ｃｒ及びＭｏは、それぞれＭｎと同様に、オーステ
ナイト相を安定化し、冷却過程での低温変態生成物の生
成を容易にするのに有効である。この効果を有効に発揮
させるためには、それぞれｏ、０５％の添加を必要とす
るが、一方、多すぎるときは、延性の低下をもたらすと
共に、これら合金元素は価格も高価であるので、その上
限はＣｒについては１．０％、Ｍｏについては０．６％
とする。゛本発明の方法によれば、上記のような化学組
成を有する鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブとし、こ
れを熱間圧延する。この熱間圧延においては、その仕上
温度はＡ ｒ３点以上とし、再結晶焼鈍後の組織を均一
化するために低温巻取すするのがよい。
ナイト相を安定化し、冷却過程での低温変態生成物の生
成を容易にするのに有効である。この効果を有効に発揮
させるためには、それぞれｏ、０５％の添加を必要とす
るが、一方、多すぎるときは、延性の低下をもたらすと
共に、これら合金元素は価格も高価であるので、その上
限はＣｒについては１．０％、Ｍｏについては０．６％
とする。゛本発明の方法によれば、上記のような化学組
成を有する鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブとし、こ
れを熱間圧延する。この熱間圧延においては、その仕上
温度はＡ ｒ３点以上とし、再結晶焼鈍後の組織を均一
化するために低温巻取すするのがよい。
従って、巻取り温度は好ましくは６００℃以下とする。
次いで、酸洗し、再結晶させるために、３０％以上の冷
延率にて冷間圧延を施す。
延率にて冷間圧延を施す。
本発明の方法においてはこの冷ｍｌ圧延後、再結晶焼鈍
するに際して、その加熱温度をＡ ｃＨ〜Ａ（３点のフ
ェライト・オーステナイト域において制御して、再結晶
加熱時のオーステナイト相の体積率γ７をＣ含有量によ
って次式にて規定される範囲とすることが必要である。
するに際して、その加熱温度をＡ ｃＨ〜Ａ（３点のフ
ェライト・オーステナイト域において制御して、再結晶
加熱時のオーステナイト相の体積率γ７をＣ含有量によ
って次式にて規定される範囲とすることが必要である。
１２８Ｃ＋３．５≦γｖ（χ）≦１２８Ｃ＋５５即ち、
本発明者らは、第１図に示すように、鋼板の再結晶加熱
時のｒｖが強度・延性バランスの指標となる引張強さと
伸びとの積の値に著しく影響し、γｖが一定の範囲にあ
るときに（以下、この範囲を適正範囲という。）上記積
の値が特に大きくなることを見出すと共に、広範な研究
の結果第２図に示すように、上記γｖの適正範囲の下限
値と上限値とが実質的に鋼板中のＣ含有量にょってそれ
ぞれ上式のように規定されることを見出した。即ち、γ
ｖの適正範囲として、第２図←は上記引張強さと伸びと
の積の値が１８００ｋｇｆ−χ／１ｌＩ１１！以上であ
る領域を斜線領域で示すが、この領 。
本発明者らは、第１図に示すように、鋼板の再結晶加熱
時のｒｖが強度・延性バランスの指標となる引張強さと
伸びとの積の値に著しく影響し、γｖが一定の範囲にあ
るときに（以下、この範囲を適正範囲という。）上記積
の値が特に大きくなることを見出すと共に、広範な研究
の結果第２図に示すように、上記γｖの適正範囲の下限
値と上限値とが実質的に鋼板中のＣ含有量にょってそれ
ぞれ上式のように規定されることを見出した。即ち、γ
ｖの適正範囲として、第２図←は上記引張強さと伸びと
の積の値が１８００ｋｇｆ−χ／１ｌＩ１１！以上であ
る領域を斜線領域で示すが、この領 。
域は鋼板中のＣ含有量の１次函数としてのＴＶによって
規定されるのである。
規定されるのである。
従って、再結晶加熱温度がγｖを式１２８Ｃ＋３．５（
χ）で規定されるよりも小さくする温度である場合には
、Ｃがオーステナイト相中に十分に固溶しないために、
第２相中にセメンタイトが混在することとなり、十分な
強度を得ることができない。一方、再結晶加熱温度がγ
、を式１２８Ｃ＋５５（χ）で規定されるよりも大きく
する温度である場合には、再結晶後の短い冷却過程にお
いては、オーステナイト中にＣが十分に濃縮せず、延性
が劣化する。即ち、再結晶加熱温度を制御し、γｖが前
記した適正範囲内とすることによって、初めて強度・延
性バランスにすぐれた冷延鋼板を得ることができるので
ある。上記のような再結晶加熱温度での保持時間は、１
０秒乃至１０分が好適である。
χ）で規定されるよりも小さくする温度である場合には
、Ｃがオーステナイト相中に十分に固溶しないために、
第２相中にセメンタイトが混在することとなり、十分な
強度を得ることができない。一方、再結晶加熱温度がγ
、を式１２８Ｃ＋５５（χ）で規定されるよりも大きく
する温度である場合には、再結晶後の短い冷却過程にお
いては、オーステナイト中にＣが十分に濃縮せず、延性
が劣化する。即ち、再結晶加熱温度を制御し、γｖが前
記した適正範囲内とすることによって、初めて強度・延
性バランスにすぐれた冷延鋼板を得ることができるので
ある。上記のような再結晶加熱温度での保持時間は、１
０秒乃至１０分が好適である。
このようにＡ（１〜Ａ（３点のフェライト・オーステナ
イト域温度に鋼を加熱保持して、この再結晶加熱時の１
９を上記所定の適正範囲とした後、本発明の方法によれ
ば、引続いてその鋼の組成で決まる最適の焼入れ開始温
度、即ち、７００〜３００℃にまでガスジェットにより
冷却した後、１００℃／秒以上の冷却速度にて常温まで
冷却して、オーステナイト相をマルテンサイトに変態さ
せる。
イト域温度に鋼を加熱保持して、この再結晶加熱時の１
９を上記所定の適正範囲とした後、本発明の方法によれ
ば、引続いてその鋼の組成で決まる最適の焼入れ開始温
度、即ち、７００〜３００℃にまでガスジェットにより
冷却した後、１００℃／秒以上の冷却速度にて常温まで
冷却して、オーステナイト相をマルテンサイトに変態さ
せる。
上記焼入れ開始温度が７００℃よりも高いときは、第２
相へのＣの濃化が十分でなく、硬いマルテンサイトが得
られない。一方、３００℃よりも低いときは、第２相が
十分にマルテンサイトに変態せず、ベイナイトが混在す
ることとなる。尚、上記冷却は、水焼入れ、ロール冷却
又は気水冷却によることができる。
相へのＣの濃化が十分でなく、硬いマルテンサイトが得
られない。一方、３００℃よりも低いときは、第２相が
十分にマルテンサイトに変態せず、ベイナイトが混在す
ることとなる。尚、上記冷却は、水焼入れ、ロール冷却
又は気水冷却によることができる。
この冷却後、フェライト中に固溶したＣを析出させ、延
性の改善を図るために、１８０〜４００℃の温度に加熱
保持する過時効処理を施す。この過時効処理温度が４０
０℃よりも高いときは、マ 。
性の改善を図るために、１８０〜４００℃の温度に加熱
保持する過時効処理を施す。この過時効処理温度が４０
０℃よりも高いときは、マ 。
ルチンサイトが焼戻されて強度が著しく低下する。
特に、過時効処理温度は３００℃以下が好ましい。 −
一方、過時効処理温度が１８０℃よりも低いときは、フ
ェライト中の炭化物が十分に析出せず、延性が劣化する
。
一方、過時効処理温度が１８０℃よりも低いときは、フ
ェライト中の炭化物が十分に析出せず、延性が劣化する
。
以上のように、本発明の方法によれば、第２相中へのＣ
の濃縮を非常に高めて、十分に硬いマルテンサイトを得
ると共に、フェライト中に十分な量のＣを析出させるこ
とによって、フェライトを柔らかくするので、かくして
、本発明によれば、安定して低降伏比であって、且つ、
延性のすぐれた高強度の冷延鋼板を得ることができるの
であり、従って、かかる鋼板は、例えば、自動車用に好
適に使用することができる。
の濃縮を非常に高めて、十分に硬いマルテンサイトを得
ると共に、フェライト中に十分な量のＣを析出させるこ
とによって、フェライトを柔らかくするので、かくして
、本発明によれば、安定して低降伏比であって、且つ、
延性のすぐれた高強度の冷延鋼板を得ることができるの
であり、従って、かかる鋼板は、例えば、自動車用に好
適に使用することができる。
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
実施例
第１表に示す化学組成を有する鋼を仕上温度８５０〜９
００℃、巻取り温度５００〜６００℃にて熱間圧延して
、厚さ２．８ｍとし、酸洗した後、厚さ０．８１に冷間
圧延し、次いで、第２表に示すように種々の温度にて再
結晶加熱し、６００〜６５０℃の範囲の温度から焼入れ
を開始し、この焼入れ後、２００℃の温度に加熱して、
過時効処理を施した。再結晶加熱時のオーステナイト体
積率γ１と、このようにして得られた鋼板の機械的性質
を第２表に示す。また、鋼種Ｅの鋼について、γｖと冷
延鋼板の強度及び強度・延性バランスと５の関係を第１
図に示す。
００℃、巻取り温度５００〜６００℃にて熱間圧延して
、厚さ２．８ｍとし、酸洗した後、厚さ０．８１に冷間
圧延し、次いで、第２表に示すように種々の温度にて再
結晶加熱し、６００〜６５０℃の範囲の温度から焼入れ
を開始し、この焼入れ後、２００℃の温度に加熱して、
過時効処理を施した。再結晶加熱時のオーステナイト体
積率γ１と、このようにして得られた鋼板の機械的性質
を第２表に示す。また、鋼種Ｅの鋼について、γｖと冷
延鋼板の強度及び強度・延性バランスと５の関係を第１
図に示す。
例えば、鋼種がいずれもＤであり、従って、Ｔｖの適正
範囲が１６．３〜６７．８％である本発明［６と比較鋼
５及び７とを比較すると焼入れ開始温度及び過時効処理
温度がすべて同じであるにもがかわらず、再結晶焼鈍温
度を制御して、γｖを適正−範囲とした本発明鋼は低降
伏比であって、強度・延性バランスにすぐれている。し
かし、比較鋼５の場合は再結晶温度が高く、γｖが大き
すぎるために、再結晶後の冷却によるオーステナイト相
へ−λ４ のＣの濃化が不十分であって、伸びが小さく、一方、比
較綱７の場合には、再結晶温度が低く、Ｔｖが小さすぎ
るためにオーステナイト相へのＣの固溶が不十分であっ
て、引張強さが小さく、かくして、比較綱５及び７は降
伏比が高く、且つ、強度・延性バランスに劣ることが明
らかである。即ち、再結晶加熱温度が冷延鋼板の強度・
延性バランスに著しい影響を与えることが理解される。
範囲が１６．３〜６７．８％である本発明［６と比較鋼
５及び７とを比較すると焼入れ開始温度及び過時効処理
温度がすべて同じであるにもがかわらず、再結晶焼鈍温
度を制御して、γｖを適正−範囲とした本発明鋼は低降
伏比であって、強度・延性バランスにすぐれている。し
かし、比較鋼５の場合は再結晶温度が高く、γｖが大き
すぎるために、再結晶後の冷却によるオーステナイト相
へ−λ４ のＣの濃化が不十分であって、伸びが小さく、一方、比
較綱７の場合には、再結晶温度が低く、Ｔｖが小さすぎ
るためにオーステナイト相へのＣの固溶が不十分であっ
て、引張強さが小さく、かくして、比較綱５及び７は降
伏比が高く、且つ、強度・延性バランスに劣ることが明
らかである。即ち、再結晶加熱温度が冷延鋼板の強度・
延性バランスに著しい影響を与えることが理解される。
以上のように、本発明によれば、再結晶加熱時の温度を
制御して、ｒｖを適正範囲に規制することによって、延
性・強度バランスのすぐれた冷延鋼板を得ることができ
る。
制御して、ｒｖを適正範囲に規制することによって、延
性・強度バランスのすぐれた冷延鋼板を得ることができ
る。
第１図は再結晶加熱時のオーステナイト相体積率ＴＶに
対する母材強度及び強度・延性バランスの変化を示すグ
ラフ、第２図は鋼に右けるＣ含有量と再結晶加熱時のｒ
ｖに対するγｖの適正範囲の関係を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 ０ ２０ ４０ Ｇｏ ８０ １００オース↑ナ
イト体＃率ｒｖ（％） 第２図 Ｃ含肩量（’ｔｔ％）
対する母材強度及び強度・延性バランスの変化を示すグ
ラフ、第２図は鋼に右けるＣ含有量と再結晶加熱時のｒ
ｖに対するγｖの適正範囲の関係を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 ０ ２０ ４０ Ｇｏ ８０ １００オース↑ナ
イト体＃率ｒｖ（％） 第２図 Ｃ含肩量（’ｔｔ％）
Claims (2)
- （１）重量％で Ｃ ０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ ０．０１〜２．５％、 Ｍｎ ０．５〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後
、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡ＿Ｃ＿１
〜Ａ＿Ｃ＿３点のフェライト・オーステナイト２相共存
域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体
積率γ＿ｖが １２８Ｃ＋３．５≦γ＿ｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５とな
る温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃
の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、
１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施すことを特
徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法。 - （２）重量％で Ｃ ０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ ０．０１〜２．５％、 Ｍｎ ０．５〜２．５％、及び Ｐ ０．０１〜０．１５％、Ｃｒ ０．０５〜１．０
％、Ｍｏ ０．０５〜０．６％よりなる群から選ばれる
少なくとも１種、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後
、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡ＿Ｃ＿１
〜Ａ＿Ｃ＿３点のフェライト・オーステナイト２相共存
域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体
積率γ＿ｖが １２８Ｃ＋３．５≦γ＿ｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５とな
る温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃
の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、
１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施すことを特
徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12404784A JPS613843A (ja) | 1984-06-15 | 1984-06-15 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12404784A JPS613843A (ja) | 1984-06-15 | 1984-06-15 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS613843A true JPS613843A (ja) | 1986-01-09 |
| JPH0135051B2 JPH0135051B2 (ja) | 1989-07-24 |
Family
ID=14875674
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12404784A Granted JPS613843A (ja) | 1984-06-15 | 1984-06-15 | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS613843A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139821A (ja) * | 1985-12-11 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
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| WO1994016115A1 (en) | 1993-01-14 | 1994-07-21 | Nkk Corporation | Cold rolled steel sheet of excellent delayed fracture resistance and superhigh strength and method of manufacturing the same |
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-
1984
- 1984-06-15 JP JP12404784A patent/JPS613843A/ja active Granted
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| WO2007138752A1 (ja) | 2006-06-01 | 2007-12-06 | Honda Motor Co., Ltd. | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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| EP2216422A4 (en) * | 2007-11-22 | 2011-08-03 | Kobe Steel Ltd | COLD LAMINATED STEEL SHEET OF HIGH STRENGTH |
| EP2455507A1 (en) * | 2007-11-22 | 2012-05-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0135051B2 (ja) | 1989-07-24 |
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