JPS62182224A - 延性の良好な高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の良好な高強度鋼板の製造方法Info
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- JPS62182224A JPS62182224A JP2364286A JP2364286A JPS62182224A JP S62182224 A JPS62182224 A JP S62182224A JP 2364286 A JP2364286 A JP 2364286A JP 2364286 A JP2364286 A JP 2364286A JP S62182224 A JPS62182224 A JP S62182224A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of 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】
(産業上の利用分野)
本発明は、延性の良好な高強度鋼板の製造方法に係り、
とくに複合組織を有することにより、強度80 kg
f /龍”以上で極めて優れた延性を示す高強度高延性
鋼板の製造方法に関するものである。
とくに複合組織を有することにより、強度80 kg
f /龍”以上で極めて優れた延性を示す高強度高延性
鋼板の製造方法に関するものである。
(従来の技術)
近年、自動車の燃費低減のための車体軽量化の要請に応
えて種々の高強度鋼板が開発されている。
えて種々の高強度鋼板が開発されている。
たとえば強度(Ts)が50kgf/+u”以上でとく
にプレス成形性の良いものを要求する用途には、特公昭
56−11741号公報等で提示されているいわゆるD
P鋼(Dual phase鋼:フェライト・マルテン
サイト2相組織12I)をはじめとする複合組織鋼が重
用されている。このような複合組織鋼は降伏点伸びが無
いこと、降伏比(YP/TS)が低いことの他、とくに
TSXEβ(強度・伸びバランス)がそれ迄の固溶強化
型や析出強化型の鋼板よりも著しく優れていることがよ
く知られている。因みにこの種の鋼は、強度TSが60
kgf/+nzクラステ伸びE6=30%、従ってTS
xEl=1800(kg r / am” ・%)、強
度100 kg f / us2り−y スでEl:1
6%、 TSXE6 =1600(kg f /關2・
%)程度の伸びとTSXEff値を示す。
にプレス成形性の良いものを要求する用途には、特公昭
56−11741号公報等で提示されているいわゆるD
P鋼(Dual phase鋼:フェライト・マルテン
サイト2相組織12I)をはじめとする複合組織鋼が重
用されている。このような複合組織鋼は降伏点伸びが無
いこと、降伏比(YP/TS)が低いことの他、とくに
TSXEβ(強度・伸びバランス)がそれ迄の固溶強化
型や析出強化型の鋼板よりも著しく優れていることがよ
く知られている。因みにこの種の鋼は、強度TSが60
kgf/+nzクラステ伸びE6=30%、従ってTS
xEl=1800(kg r / am” ・%)、強
度100 kg f / us2り−y スでEl:1
6%、 TSXE6 =1600(kg f /關2・
%)程度の伸びとTSXEff値を示す。
ところで最近ユーザーからは強度100kg f /
u+2で伸びが20%以上というDP鋼をもってしても
不可能な厳しい要求例も見られるようになった。
u+2で伸びが20%以上というDP鋼をもってしても
不可能な厳しい要求例も見られるようになった。
このような事態に対処するため、素材メーカーとしても
従来の常識を超えた抜本的な対策を講する必要に迫られ
ている。
従来の常識を超えた抜本的な対策を講する必要に迫られ
ている。
このような強度と延性を兼備した鋼板を得るための唯一
の手段として残留オーステナイトによる変態誘起塑性(
トランスフォーメーション インデユースト プラステ
ィシティ[TransformaLionInduce
d PIasLicjty) : TRI P)を利
用した鋼が考えられる。このタイプの鋼はZackay
が既にTrans、ASM、 60 (1967)
、 252真に示したもので、当時ユニークな考え
方として注目されたが、合金成分量が多いこと、複雑か
つ実用上困難な工程を要することなどのため、コスト的
にひきあわず、単に学問上の興味の対象となりえたに過
ぎなかった。
の手段として残留オーステナイトによる変態誘起塑性(
トランスフォーメーション インデユースト プラステ
ィシティ[TransformaLionInduce
d PIasLicjty) : TRI P)を利
用した鋼が考えられる。このタイプの鋼はZackay
が既にTrans、ASM、 60 (1967)
、 252真に示したもので、当時ユニークな考え
方として注目されたが、合金成分量が多いこと、複雑か
つ実用上困難な工程を要することなどのため、コスト的
にひきあわず、単に学問上の興味の対象となりえたに過
ぎなかった。
一方、本発明者らも、連続焼鈍法に準じた熱履歴を用い
た実験室的検討を行ない、TRIP効果を利用する上で
、残留オーステナイトの見掛上の量はあまり重要ではな
(、加工歪に対する安定性が重要であること、焼鈍条件
の適正化により、TS≧80kgf/+u2.Ei2≧
30%という超越性高強度鋼板が得られることを知見し
、これについては、鉄と鋼、71 (1985)、5
1293により先に報告を行なっている。
た実験室的検討を行ない、TRIP効果を利用する上で
、残留オーステナイトの見掛上の量はあまり重要ではな
(、加工歪に対する安定性が重要であること、焼鈍条件
の適正化により、TS≧80kgf/+u2.Ei2≧
30%という超越性高強度鋼板が得られることを知見し
、これについては、鉄と鋼、71 (1985)、5
1293により先に報告を行なっている。
しかしながら上記知見は最終成品の材質が焼鈍前の素材
の素性に大きく影響される点を全く考慮しておらず、熱
延後ただちに室温まで空冷するなど、現実からかけはな
れた素材を用いて得られたもので実ライン通板すると所
期の効果が十分得られぬ場合があった。
の素性に大きく影響される点を全く考慮しておらず、熱
延後ただちに室温まで空冷するなど、現実からかけはな
れた素材を用いて得られたもので実ライン通板すると所
期の効果が十分得られぬ場合があった。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明は上記の実情に鑑み、低合金成分を用い、かつ現
有製造ラインで工業的に容易に製造可能な工程でもって
80kgf/鰭”以上の強度を有する、TtP現象を利
用した延性の良好な高強度鋼板の製造を可能とする方法
を提供することを目的とするものである。
有製造ラインで工業的に容易に製造可能な工程でもって
80kgf/鰭”以上の強度を有する、TtP現象を利
用した延性の良好な高強度鋼板の製造を可能とする方法
を提供することを目的とするものである。
(問題点を解決するための手段)
即ち、本発明は前述の本発明者らの知見をもとにさらに
検討を進めた結果得られたもので、既存の熱延設6fi
f、焼鈍設備の効果的利用を前提に、製造条件を特定す
れば、比較的少ない合金成分量でも最終成品仮において
少くとも5〜10%の適度に安定な残留オーステナイト
が確保され、TSが80kgf/mm”以上でDP鋼を
もはるかにしのぐTSXEN値(強度・伸びバランス)
を有する鋼板を容易に製造可能としたものである。
検討を進めた結果得られたもので、既存の熱延設6fi
f、焼鈍設備の効果的利用を前提に、製造条件を特定す
れば、比較的少ない合金成分量でも最終成品仮において
少くとも5〜10%の適度に安定な残留オーステナイト
が確保され、TSが80kgf/mm”以上でDP鋼を
もはるかにしのぐTSXEN値(強度・伸びバランス)
を有する鋼板を容易に製造可能としたものである。
本発明は以上の諸知見にもとづいてなされたものであっ
て、その要旨は重量%でCを0.10〜0.45%、
Stを0.5〜1.8%、 Mnを0.5〜3.0%。
て、その要旨は重量%でCを0.10〜0.45%、
Stを0.5〜1.8%、 Mnを0.5〜3.0%。
5olllを0.01〜0.07%、 ToLalNを
0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなる綱を熱延・捲取後、直接または一旦冷却したの
ち、650℃〜Actの温度域で1時間以上の1次焼鈍
を行ない、冷却し、そのまままたは酸洗冷延し、ひきつ
づき(Ac380°C)〜Δ、3の温度域で10分以下
の2次焼鈍を行ない、ついで350〜550℃の温度域
まで冷却速度1〜b し、該温度域で15秒〜30分時効処理し、該温度域で
冷却することを特徴とする延性の良好な高強度鋼板の製
造方法である。
0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなる綱を熱延・捲取後、直接または一旦冷却したの
ち、650℃〜Actの温度域で1時間以上の1次焼鈍
を行ない、冷却し、そのまままたは酸洗冷延し、ひきつ
づき(Ac380°C)〜Δ、3の温度域で10分以下
の2次焼鈍を行ない、ついで350〜550℃の温度域
まで冷却速度1〜b し、該温度域で15秒〜30分時効処理し、該温度域で
冷却することを特徴とする延性の良好な高強度鋼板の製
造方法である。
以下本発明の詳細な説明する。
(作 用)
最初に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
まず、Cの下限を0.10%としたのは、Cをこれ未満
とすると少くとも5〜10%の適度に安定な残留オース
テナイト、すなわち量的にも質的にも所要の残留オース
テナイトが得られぬためである。一方Cの上限を0.4
5%としたのは、これを超えると溶接部の静的強度およ
び疲労強度が著しく低下し、現実の使用に耐えないもの
となるからである。機械的性質と溶接性を有効にバラン
スさせるには、Clを0.15〜0.35%とすること
が望ましい。
とすると少くとも5〜10%の適度に安定な残留オース
テナイト、すなわち量的にも質的にも所要の残留オース
テナイトが得られぬためである。一方Cの上限を0.4
5%としたのは、これを超えると溶接部の静的強度およ
び疲労強度が著しく低下し、現実の使用に耐えないもの
となるからである。機械的性質と溶接性を有効にバラン
スさせるには、Clを0.15〜0.35%とすること
が望ましい。
Siの下1恨を0.5%としたのもCとおなし理由で、
最少限の安定残留オーステナイi−の確保が不可能とな
るからであり、上限を1.8%としたのは、これを超え
て添加しても効果が飽和し、脆化および溶接性劣化を招
くだけで実用上使用に耐えぬからである。
最少限の安定残留オーステナイi−の確保が不可能とな
るからであり、上限を1.8%としたのは、これを超え
て添加しても効果が飽和し、脆化および溶接性劣化を招
くだけで実用上使用に耐えぬからである。
またMnの下限を0.5%としたのは熱間脆性防止上最
低限これだけのMnを必要とするからであり、上限を3
.0%としたのはこれを超えて添加しても残留オーステ
ナイト安定化元素としての効果が飽和に近づき、逆に溶
接性を損うからである。
低限これだけのMnを必要とするからであり、上限を3
.0%としたのはこれを超えて添加しても残留オーステ
ナイト安定化元素としての効果が飽和に近づき、逆に溶
接性を損うからである。
さらに5olA 1については、脱酸元素として、また
八nによる熱延mmの微細化を通じて間接的に材質レベ
ル向上に寄与するので0.01%以上の添加を必要とす
るが、0.07%を超えて添加すると介在物による靭性
劣化を招く。従って0.01%〜0.07%の範囲に限
定する。
八nによる熱延mmの微細化を通じて間接的に材質レベ
ル向上に寄与するので0.01%以上の添加を必要とす
るが、0.07%を超えて添加すると介在物による靭性
劣化を招く。従って0.01%〜0.07%の範囲に限
定する。
一方TotalNについては、それ自体残留オーステナ
イト安定化元素でもあるが、上記へ1Nによる間接的材
質向上の意味で0.02%以下の添加を必要とする。し
かしながら0.02%を超えても脆化を招くだけでとく
に効果が変らないので0.02%以下とする。
イト安定化元素でもあるが、上記へ1Nによる間接的材
質向上の意味で0.02%以下の添加を必要とする。し
かしながら0.02%を超えても脆化を招くだけでとく
に効果が変らないので0.02%以下とする。
その他、最終成品の脆性防止の点から、PもしくはSを
0.01%を超えて添加することは望ましくない。
0.01%を超えて添加することは望ましくない。
以上が本発明の成分上の限定理由であるが、このような
制約はつぎに述べる工程上の制約と密接に関連している
ことは言うまでもない。
制約はつぎに述べる工程上の制約と密接に関連している
ことは言うまでもない。
本発明ではまず通常の製鋼、造塊あるいは連続鋳造など
により得られたスラブを通常の方法にしたがって均熱し
、熱延するが、AINによる効果も含め熱延組織微細化
にもとづく材質レベル向上の観点からは、圧延後段2パ
スの内生くとも1パスは圧下率30%以上で大圧下し、
仕上温度を900℃〜Arff直上の温度域とすること
が望ましく、また熱延後の捲取温度についてはスケール
の酸洗性の点から、750℃以下とすることが望ましい
。
により得られたスラブを通常の方法にしたがって均熱し
、熱延するが、AINによる効果も含め熱延組織微細化
にもとづく材質レベル向上の観点からは、圧延後段2パ
スの内生くとも1パスは圧下率30%以上で大圧下し、
仕上温度を900℃〜Arff直上の温度域とすること
が望ましく、また熱延後の捲取温度についてはスケール
の酸洗性の点から、750℃以下とすることが望ましい
。
このようにして得られた熱延コイルは、直接または一旦
室温近傍まで冷却したのち、650℃〜Δ、Iの温度域
で1時間以上の1次焼鈍を行なう必要がある。この1次
焼鈍はFe、Cまたはパーライト中にMn等、γ安定化
元素を濃縮させるための処理で、これにより、2次焼鈍
時Fe、Cまたはパーライトの溶解後もMn等の局所的
濃化域が残る結果、低成分系素材でも安定な残留オース
テナイトitを効果的に確保できるからである。焼鈍温
度650℃未満、または焼鈍時間1時間未満ではMn等
の濃縮が不十分であり、焼鈍温度A、超ではγ相が出現
するため濃縮効果は不十分となる。焼鈍時間の上限はと
くに設けないが、あまり長くなると生産性が低下するの
で、工業的見地からは24時間以内が望ましい。以上の
ように、1次焼鈍はα単相の高い温度域で行なうことが
必須で、この意味で1次焼鈍は熱延捲取後そのまま行っ
ても、一旦冷却した後に行なっても、得られる実質効果
に変りは無い。
室温近傍まで冷却したのち、650℃〜Δ、Iの温度域
で1時間以上の1次焼鈍を行なう必要がある。この1次
焼鈍はFe、Cまたはパーライト中にMn等、γ安定化
元素を濃縮させるための処理で、これにより、2次焼鈍
時Fe、Cまたはパーライトの溶解後もMn等の局所的
濃化域が残る結果、低成分系素材でも安定な残留オース
テナイトitを効果的に確保できるからである。焼鈍温
度650℃未満、または焼鈍時間1時間未満ではMn等
の濃縮が不十分であり、焼鈍温度A、超ではγ相が出現
するため濃縮効果は不十分となる。焼鈍時間の上限はと
くに設けないが、あまり長くなると生産性が低下するの
で、工業的見地からは24時間以内が望ましい。以上の
ように、1次焼鈍はα単相の高い温度域で行なうことが
必須で、この意味で1次焼鈍は熱延捲取後そのまま行っ
ても、一旦冷却した後に行なっても、得られる実質効果
に変りは無い。
このようにして得られた鋼板は、そのまままたは酸洗・
冷延され、以下に述べる2次焼鈍を経ることにより所期
の目的が達成される。この場合最終成品板厚が2龍以上
の場合はそのまま2次焼鈍を行なえば良く、一方板厚が
2關未満またはとくに表面性状を問題とする用途には、
酸洗・冷延したのち2次焼鈍を行なえば良い。
冷延され、以下に述べる2次焼鈍を経ることにより所期
の目的が達成される。この場合最終成品板厚が2龍以上
の場合はそのまま2次焼鈍を行なえば良く、一方板厚が
2關未満またはとくに表面性状を問題とする用途には、
酸洗・冷延したのち2次焼鈍を行なえば良い。
2次焼鈍工程としては、鋼板を(Ac:1 80℃)〜
A (3の温度域に再度加熱し、この温度域で10分以
下保持するものである。2次焼鈍温度がAC3を超える
とγ単相域焼鈍となり、γ相中のC,Mnが平均化され
、T中濃度が減少するため、最終的に安定な残留オース
テナイトが得られ難い。(Ac:1−80°C)未満で
焼鈍すると、1次焼鈍で合金元素の濃縮したFe、3G
またはパーライトが溶解し難いためCがT安定化に有効
に活かされず、この場合も最終的に安定な残留オーステ
ナイトが得られ難い。保持時間については、最終的にT
SXEjlt値で好結果の得られるのは5分以下の短時
間側と、5分以上の長時間側とに2つのピークが存在し
、前者はFe5Gまたはパーライト溶解後も地中にMn
等Fe5Cへの濃縮元素の濃度勾配が残っている状態に
対応し、後者はフェライト相とオーステナイト相の2相
平衡状態に対応する。この2つの重畳効果を利用する上
で、また10分を超えると生産性を著しく阻害すること
も考慮して、2次焼鈍時間は10分以内と限定する。
A (3の温度域に再度加熱し、この温度域で10分以
下保持するものである。2次焼鈍温度がAC3を超える
とγ単相域焼鈍となり、γ相中のC,Mnが平均化され
、T中濃度が減少するため、最終的に安定な残留オース
テナイトが得られ難い。(Ac:1−80°C)未満で
焼鈍すると、1次焼鈍で合金元素の濃縮したFe、3G
またはパーライトが溶解し難いためCがT安定化に有効
に活かされず、この場合も最終的に安定な残留オーステ
ナイトが得られ難い。保持時間については、最終的にT
SXEjlt値で好結果の得られるのは5分以下の短時
間側と、5分以上の長時間側とに2つのピークが存在し
、前者はFe5Gまたはパーライト溶解後も地中にMn
等Fe5Cへの濃縮元素の濃度勾配が残っている状態に
対応し、後者はフェライト相とオーステナイト相の2相
平衡状態に対応する。この2つの重畳効果を利用する上
で、また10分を超えると生産性を著しく阻害すること
も考慮して、2次焼鈍時間は10分以内と限定する。
つぎに焼鈍終了後350〜550℃の温度域まで1〜b
は冷却の過程でフェライト相をさらに析出させる一層オ
ーステナイトを一層安定化し、かつパーライトの生成を
できるだけ避けるためのもので、冷却速度が400℃/
秒を超えると、フェライト相はほとんど増加せず、1℃
/秒未満であると多量のパーライトが析出するため、本
発明の効果を発揮できない。
ーステナイトを一層安定化し、かつパーライトの生成を
できるだけ避けるためのもので、冷却速度が400℃/
秒を超えると、フェライト相はほとんど増加せず、1℃
/秒未満であると多量のパーライトが析出するため、本
発明の効果を発揮できない。
つぎに350〜550℃で15秒〜30分時効処理する
意味はいわゆるオーステンパー処理であり、この段階で
ベーナイト生成と同時にCがオーステナイトに富化し、
これを安定化させる。この効果は350°C未満の温度
ではベーナイト変態が遅く時間がかかり過ぎ、550℃
を超す温度ではパーライトを生じるため所期の伸びが得
られない。
意味はいわゆるオーステンパー処理であり、この段階で
ベーナイト生成と同時にCがオーステナイトに富化し、
これを安定化させる。この効果は350°C未満の温度
ではベーナイト変態が遅く時間がかかり過ぎ、550℃
を超す温度ではパーライトを生じるため所期の伸びが得
られない。
したがって、時効処理温度の下限を350°C1上限を
550 ’Cとする。時効処理時間については15秒未
満ではオーステナイトが十分安定化せず、また30分を
超えるとベーナイト比率が増しオーステナイトが減する
ので、15秒〜30分に限定する。強度・延性バランス
と生産性を考慮した最適時間は3〜10分である。なお
以上の説明から明らかなように350〜550℃の温度
域で連続的に降温もしくは降温、昇温を繰返す処理、あ
るいはこれらを段階的に行なうことは、該温度域を経る
時間が15秒〜30分の範囲内である限り本発明の効果
を増大こそすれ、何ら損うものではない。
550 ’Cとする。時効処理時間については15秒未
満ではオーステナイトが十分安定化せず、また30分を
超えるとベーナイト比率が増しオーステナイトが減する
ので、15秒〜30分に限定する。強度・延性バランス
と生産性を考慮した最適時間は3〜10分である。なお
以上の説明から明らかなように350〜550℃の温度
域で連続的に降温もしくは降温、昇温を繰返す処理、あ
るいはこれらを段階的に行なうことは、該温度域を経る
時間が15秒〜30分の範囲内である限り本発明の効果
を増大こそすれ、何ら損うものではない。
時効処理後は室温まで冷却すればよく、この際冷却手段
、冷却速度についてはとくに限定の必要はない。
、冷却速度についてはとくに限定の必要はない。
なお以上の熱処理を経た鋼板に形状矯正のためスキンパ
ス圧延を施す場合には、1.5%以下のできるだけ軽度
の圧下で行なうことが望まし・い。
ス圧延を施す場合には、1.5%以下のできるだけ軽度
の圧下で行なうことが望まし・い。
上記のようにして得られた鋼板は少くとも5〜lO%以
上の適度に安定な残留オーステナイト相を含み、他にフ
ェライト、ベーナイト、少量のマルテンサイトを含む複
合組織鋼である。適度に安定な残留オーステナイトがよ
り少ない場合や残留オーステナイトが見掛上多くても安
定さに欠ける場合には所期の強度や伸び、あるいは強度
・延性バランスが得られない。
上の適度に安定な残留オーステナイト相を含み、他にフ
ェライト、ベーナイト、少量のマルテンサイトを含む複
合組織鋼である。適度に安定な残留オーステナイトがよ
り少ない場合や残留オーステナイトが見掛上多くても安
定さに欠ける場合には所期の強度や伸び、あるいは強度
・延性バランスが得られない。
以下実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明す
る。
る。
(実施例)
第1表に成分を示す鋼を第2表記載の条件で処理し、種
々の供試材を得た。なお熱延は圧延終段2バスのうち、
少くとも1バスは圧下率30%以上で行ない、850〜
900℃で仕上げ (3,5龍厚)、680℃でコイル
に捲取り、室温近傍まで冷却したものを素材とし、1次
焼鈍(箱焼鈍)以降の処理に供した。ただし処理磁12
の場合は、捲取後室温近傍まで放冷することなく、直接
箱焼鈍炉で1次焼鈍を施した。
々の供試材を得た。なお熱延は圧延終段2バスのうち、
少くとも1バスは圧下率30%以上で行ない、850〜
900℃で仕上げ (3,5龍厚)、680℃でコイル
に捲取り、室温近傍まで冷却したものを素材とし、1次
焼鈍(箱焼鈍)以降の処理に供した。ただし処理磁12
の場合は、捲取後室温近傍まで放冷することなく、直接
箱焼鈍炉で1次焼鈍を施した。
1次焼鈍後はすべて炉中冷却で室温まで冷却した。処理
隘4を除く他は、酸洗後圧工率60%で冷延(1,4龍
厚)を行ない、処理隘4については1次焼鈍後200℃
ま゛で冷却したものを、酸洗冷延せず直接2次焼鈍以降
の処理に供した。
隘4を除く他は、酸洗後圧工率60%で冷延(1,4龍
厚)を行ない、処理隘4については1次焼鈍後200℃
ま゛で冷却したものを、酸洗冷延せず直接2次焼鈍以降
の処理に供した。
時効処理・冷却後は1.0%のスキンパス圧延を施こし
た。これからJIS5号引張試験片を採取しくL方向)
、引張速度10mm/分で引張し、Ts。
た。これからJIS5号引張試験片を採取しくL方向)
、引張速度10mm/分で引張し、Ts。
ElおよびTSXElの値を調べた。
第3表に見られるように本発明例である試料魚1〜12
のものは、いずれもTSが80 kg f / am
”以上で、しかもTSXE7!値が2500kg f
/龍2・%以上であり極めて満足すべきものとなってい
ることが明らかである。これに対し比較例のN[113
〜26はTSXE7!値が2500 kg f / a
s ”−%未満であるか、又はTS X E l値が2
500kg f /龍2・%を超えていてもTSが80
kgf/ms”未満の場合であり、いずれにしても本発
明の目的を達成することができない。
のものは、いずれもTSが80 kg f / am
”以上で、しかもTSXE7!値が2500kg f
/龍2・%以上であり極めて満足すべきものとなってい
ることが明らかである。これに対し比較例のN[113
〜26はTSXE7!値が2500 kg f / a
s ”−%未満であるか、又はTS X E l値が2
500kg f /龍2・%を超えていてもTSが80
kgf/ms”未満の場合であり、いずれにしても本発
明の目的を達成することができない。
第 1 表
第 2 表
*830℃、 5.0m1n保持後5℃/secの冷
却速度で700℃まで冷却第 3 表 (発明の効果) 以上の実施例からも明らかなごとく本発明によれば、強
度80 (kg f / ++a”)以上で強度・延性
バランスの格段に優れた鋼板を容易に提供することが可
能となり、産業上の効果は極めて顕著である。
却速度で700℃まで冷却第 3 表 (発明の効果) 以上の実施例からも明らかなごとく本発明によれば、強
度80 (kg f / ++a”)以上で強度・延性
バランスの格段に優れた鋼板を容易に提供することが可
能となり、産業上の効果は極めて顕著である。
Claims (1)
- 重量%でCを0.10〜0.45%、Siを0.5〜1
.8%、Mnを0.5〜3.0%、solAlを0.0
1〜0.07%、TotalNを0.02%以下を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱延・捲
取後、直接または一旦冷却したのち650℃〜A_c_
1の温度域で1時間以上の1次焼鈍を行ない、冷却し、
そのまままたは酸洗し、冷延し、ひきつづき(A_c_
3−80℃)〜A_c_3の温度域で10分以下の2次
焼鈍を行ない、ついで350〜550℃の温度域まで冷
却速度1〜400℃/秒で冷却し、該温度域で15秒〜
30分時効処理し、その後室温まで冷却することを特徴
とする延性の良好な高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2364286A JPS62182224A (ja) | 1986-02-05 | 1986-02-05 | 延性の良好な高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2364286A JPS62182224A (ja) | 1986-02-05 | 1986-02-05 | 延性の良好な高強度鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62182224A true JPS62182224A (ja) | 1987-08-10 |
Family
ID=12116218
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2364286A Pending JPS62182224A (ja) | 1986-02-05 | 1986-02-05 | 延性の良好な高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62182224A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01168819A (ja) * | 1987-12-25 | 1989-07-04 | Nisshin Steel Co Ltd | 高延性高強度複合組織鋼板の製造方法 |
JPH02163343A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nobuzo Terao | 構造用高マンガン二相鋼 |
KR100481366B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-04-07 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 열연 변태유기소성강판 및 그 제조방법 |
JP2008509280A (ja) * | 2004-08-06 | 2008-03-27 | アーベー エスコーエフ | 鋼鉄製または鋳鉄製の加工材の熱処理方法 |
JP2017053001A (ja) * | 2015-09-09 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
KR20190087506A (ko) * | 2016-12-21 | 2019-07-24 | 아르셀러미탈 | 높은 성형성을 갖는 고강도의 냉간 압연된 강 시트 및 그의 제조 방법 |
-
1986
- 1986-02-05 JP JP2364286A patent/JPS62182224A/ja active Pending
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JPH0569903B2 (ja) * | 1988-12-16 | 1993-10-04 | Nobuzo Terao | |
KR100481366B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-04-07 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 열연 변태유기소성강판 및 그 제조방법 |
JP2008509280A (ja) * | 2004-08-06 | 2008-03-27 | アーベー エスコーエフ | 鋼鉄製または鋳鉄製の加工材の熱処理方法 |
JP2017053001A (ja) * | 2015-09-09 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
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US11279984B2 (en) | 2016-12-21 | 2022-03-22 | Arcelormittal | High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof |
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