JPS63241115A - 伸びフランジ性にすぐれた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性にすぐれた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS63241115A JPS63241115A JP3057987A JP3057987A JPS63241115A JP S63241115 A JPS63241115 A JP S63241115A JP 3057987 A JP3057987 A JP 3057987A JP 3057987 A JP3057987 A JP 3057987A JP S63241115 A JPS63241115 A JP S63241115A
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Landscapes
- 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。
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Description
【発明の詳細な説明】
崖１」３１月１土艷
本発明は、伸びフランジ性にすぐれた高強度冷延鋼板の
製造方法に関し、詳しくは、引張強さ８０〜１５０ｋｇ
ｆ／ｍｍ”級の複合組織高強度冷延鋼板の製造方法に関
する。
製造方法に関し、詳しくは、引張強さ８０〜１５０ｋｇ
ｆ／ｍｍ”級の複合組織高強度冷延鋼板の製造方法に関
する。
ｌ米至技■
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。
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。
一般に、引張強さ８０〜１５０ｋｇｆ／ｌ１１ｍ”級の
超高強度冷延鋼板を得るためには、従来、析出強化、加
工強化、マルテンサイト等の低温変態生成物の形成によ
る組織強化、及びこれらの種々の組み合わせによる強化
方法が用いられている。ここに、析出強化や加工強化に
よる高強度鋼は、フェライトの延性を著しく劣化させる
ので、伸びフランジ性も著しく劣るが、超高強度冷延鋼
板において、その組織をフェライトと低温変態生成物か
らなる複合組織とすることによって、高延性を得ること
ができることが知られている。
超高強度冷延鋼板を得るためには、従来、析出強化、加
工強化、マルテンサイト等の低温変態生成物の形成によ
る組織強化、及びこれらの種々の組み合わせによる強化
方法が用いられている。ここに、析出強化や加工強化に
よる高強度鋼は、フェライトの延性を著しく劣化させる
ので、伸びフランジ性も著しく劣るが、超高強度冷延鋼
板において、その組織をフェライトと低温変態生成物か
らなる複合組織とすることによって、高延性を得ること
ができることが知られている。
既に、本発明者らも、マルテンサイト等の低温変態生成
物の炭素濃度をできるだけ高め、延性のすぐれたフェラ
イト面積を増すことによって、極めて延性にすぐれる高
強度冷延鋼板を得ることに成功している（特願昭６０−
２７９５７５号明細書）。しかし、かかる高強度冷延鋼
板も尚、伸びフランジ性については改善の余地があるこ
とが見出された。即ち、例えば、前述したような超高強
度冷延鋼板の自動車分野への適用においては、延性にす
ぐれるのみならず、伸びフランジ性にもすぐれることが
強く要求されるのである。
物の炭素濃度をできるだけ高め、延性のすぐれたフェラ
イト面積を増すことによって、極めて延性にすぐれる高
強度冷延鋼板を得ることに成功している（特願昭６０−
２７９５７５号明細書）。しかし、かかる高強度冷延鋼
板も尚、伸びフランジ性については改善の余地があるこ
とが見出された。即ち、例えば、前述したような超高強
度冷延鋼板の自動車分野への適用においては、延性にす
ぐれるのみならず、伸びフランジ性にもすぐれることが
強く要求されるのである。
■が ′ しようとする四 占
本発明者らは、延性にすぐれると共に伸びフランジ性に
もすぐれる超高強度複合組織冷延鋼板を得るべく、更に
研究した結果、複合組織冷延鋼板において、低温変態生
成物が非常に硬い場合は、それが微細且つ均一に分散し
ていても、加工を加えた際に殆ど変形せず、その結果、
フェライトの変形に追従しないために、フェライトとの
界面に加工の比較的初期からボイドを形成して、伸びフ
ランジ性が劣化することを見出した。
もすぐれる超高強度複合組織冷延鋼板を得るべく、更に
研究した結果、複合組織冷延鋼板において、低温変態生
成物が非常に硬い場合は、それが微細且つ均一に分散し
ていても、加工を加えた際に殆ど変形せず、その結果、
フェライトの変形に追従しないために、フェライトとの
界面に加工の比較的初期からボイドを形成して、伸びフ
ランジ性が劣化することを見出した。
そこで、本発明者らは、鋭意研究した結果、低温変態生
成物の硬さＨＶＭを鋼板の有する化学成分量によって所
定の範囲に規制することによって、前記問題を解決する
ことができ、かくして、延性にすぐれると共に、伸びフ
ランジ性にもすぐれる超高強度複合組織冷延鋼板を得る
ことができることを見出して、本発明に至ったものであ
る。
成物の硬さＨＶＭを鋼板の有する化学成分量によって所
定の範囲に規制することによって、前記問題を解決する
ことができ、かくして、延性にすぐれると共に、伸びフ
ランジ性にもすぐれる超高強度複合組織冷延鋼板を得る
ことができることを見出して、本発明に至ったものであ
る。
−占 ”るための
本発明による伸びフランジ性にすぐれた高強度冷延鋼板
の製造方法は、重量％で ｃ ｏ、ｏｓ〜０．２５％、 Ｓｉ０．５〜３．０％、及び Ｍｎ ０．５〜３．０％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ
１点以上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷した後
、５００〜７５０℃の温度がら冷却速度１００℃／秒以
上にて急冷し、次いで、２００〜５００℃の温度にて過
時効処理を施し、低温変態生成物の硬さＩ（ｖｘを ２５０≦ＨＶＭ＜３５０＋ （０，６０Ｍｎ ＋ １．
２０Ｓｉ ＋ １１．００Ｐ＋０．５０Ｍｏ＋０．３０
Ｃｒ＋１０．００（Ｔｉ ＋Ｎｂ） ＋２．００Ｖ）
Ｘ３．１（但し、元素記号は当該元素の鋼における添加
量（重量％）を示す。） とすることを特徴とする。
の製造方法は、重量％で ｃ ｏ、ｏｓ〜０．２５％、 Ｓｉ０．５〜３．０％、及び Ｍｎ ０．５〜３．０％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ
１点以上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷した後
、５００〜７５０℃の温度がら冷却速度１００℃／秒以
上にて急冷し、次いで、２００〜５００℃の温度にて過
時効処理を施し、低温変態生成物の硬さＩ（ｖｘを ２５０≦ＨＶＭ＜３５０＋ （０，６０Ｍｎ ＋ １．
２０Ｓｉ ＋ １１．００Ｐ＋０．５０Ｍｏ＋０．３０
Ｃｒ＋１０．００（Ｔｉ ＋Ｎｂ） ＋２．００Ｖ）
Ｘ３．１（但し、元素記号は当該元素の鋼における添加
量（重量％）を示す。） とすることを特徴とする。
先ず、本発明の方法において用いる鋼の化学成分の限定
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、引
張強さ８０ｋｇｆ／ｍｍ”組以上の超高強度鋼板として
必要な組織であるマルテンサイト組織を得るためには、
少なくとも０．０８％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相体積率が高くなって、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
．２５％とする。
張強さ８０ｋｇｆ／ｍｍ”組以上の超高強度鋼板として
必要な組織であるマルテンサイト組織を得るためには、
少なくとも０．０８％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相体積率が高くなって、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
．２５％とする。
Ｓｔは、鋼をその延性を劣化させないで強化すると共に
、第２相組織を含む複合組織鋼板におけるマルテンサイ
トの焼戻しによる軟化抵抗を高めるために不可欠の元素
である。この目的のために、本発明においては、Ｓｉの
添加量は少な（とも０゜５％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、３．０％以下とする。
、第２相組織を含む複合組織鋼板におけるマルテンサイ
トの焼戻しによる軟化抵抗を高めるために不可欠の元素
である。この目的のために、本発明においては、Ｓｉの
添加量は少な（とも０゜５％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、３．０％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
成を容易にするために、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
弱まることから、その添加量は３．０％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
成を容易にするために、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
弱まることから、その添加量は３．０％以下とする。
本発明による方法においては、鋼は、上記した元素に加
えて、 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種の元素を含有す
ることができる。
えて、 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種の元素を含有す
ることができる。
Ｐは、０．０１％以上の添加によって、Ｓｔ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０．０５％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。
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０．０５％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。
更に、本発明による方法においては、鋼は、上記した元
素に加えて、 Ｔｉ０．０２〜０．２５％、 Ｎｂ０．０２〜０．２５％、及び Ｖ ０．０８〜０．４０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素をも含有
することができる。
素に加えて、 Ｔｉ０．０２〜０．２５％、 Ｎｂ０．０２〜０．２５％、及び Ｖ ０．０８〜０．４０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素をも含有
することができる。
Ｔｉ及びＮｂは、炭素と結合して、微細な炭化物を形成
し、鋼を強化するのに有効であり、この効果を有効に得
るためには、それぞれについて０゜０２％以上を添加す
ることが必要である。しかし、それぞれについて０．２
５％を越えて過多に添加するときは、鋼の延性を損なう
のみならず、綱の製造費用を高価にする。
し、鋼を強化するのに有効であり、この効果を有効に得
るためには、それぞれについて０゜０２％以上を添加す
ることが必要である。しかし、それぞれについて０．２
５％を越えて過多に添加するときは、鋼の延性を損なう
のみならず、綱の製造費用を高価にする。
■も、同様に、炭素と結合して、微細な炭化物を形成し
、鋼を強化するのに有効である。この効果を有効に得る
ためには、０．０８％以上を添加することが必要である
が、しかし、０．４０％を越えて過多に添加するときは
、鋼の延性を著しく撰なうので好ましくない。
、鋼を強化するのに有効である。この効果を有効に得る
ためには、０．０８％以上を添加することが必要である
が、しかし、０．４０％を越えて過多に添加するときは
、鋼の延性を著しく撰なうので好ましくない。
本発明の方法によれば、先ず、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
熱間圧延し、フェライト及び低温変態生成物からなる複
合組織熱間圧延を得る。ここに、熱間圧延板における第
２相体積率は、７０％を越えるときは、熱間圧延板の強
度が高くなり、冷間圧延が困難になると共に、後述する
冷間圧延及び焼鈍後の第２相におけるＣ濃度が低下し、
強度−延性バランスが低下する。従って、本発明におい
ては、熱間圧延板における低温変態生成物の体積率を７
０％以下に規制することが好ましい。
有する鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブとし、これを
熱間圧延し、フェライト及び低温変態生成物からなる複
合組織熱間圧延を得る。ここに、熱間圧延板における第
２相体積率は、７０％を越えるときは、熱間圧延板の強
度が高くなり、冷間圧延が困難になると共に、後述する
冷間圧延及び焼鈍後の第２相におけるＣ濃度が低下し、
強度−延性バランスが低下する。従って、本発明におい
ては、熱間圧延板における低温変態生成物の体積率を７
０％以下に規制することが好ましい。
本発明の方法によれば、かかる熱間圧延鋼板を酸洗し、
冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ１点以
上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷し、次いで水
焼入れする。即ち、本発明の一方法によれば、Ａｃ１点
以上の温度に加熱して再結晶焼鈍を施すことによって、
焼鈍過程において、オーステナイト相を形成させ、次い
で、比較的遅い冷却である強制空冷によってフェライト
を析出させて、オーステナイト中のＣｒＲ度を適度に高
め、かくして、鋼板の延性を高め、次いで、かかる強制
空冷後に所定の温度、即ち、５００〜７５０℃の温度か
ら冷却速度１００℃／秒以上にて急冷して、第２相組織
を有する高強度複合組織冷延鋼板を得る。ここに、上記
第２相組織とは、マルテンサイト又はベイナイト又はこ
れらの混合物からなる低温変態生成物の組織をいう、ま
た、ここに、水焼入れ開始温度を７５０℃以下とするの
は、延性の高いフェライト相を得て、フェライトと低温
変態生成物との複合組織を形成させるためである。
冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ１点以
上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷し、次いで水
焼入れする。即ち、本発明の一方法によれば、Ａｃ１点
以上の温度に加熱して再結晶焼鈍を施すことによって、
焼鈍過程において、オーステナイト相を形成させ、次い
で、比較的遅い冷却である強制空冷によってフェライト
を析出させて、オーステナイト中のＣｒＲ度を適度に高
め、かくして、鋼板の延性を高め、次いで、かかる強制
空冷後に所定の温度、即ち、５００〜７５０℃の温度か
ら冷却速度１００℃／秒以上にて急冷して、第２相組織
を有する高強度複合組織冷延鋼板を得る。ここに、上記
第２相組織とは、マルテンサイト又はベイナイト又はこ
れらの混合物からなる低温変態生成物の組織をいう、ま
た、ここに、水焼入れ開始温度を７５０℃以下とするの
は、延性の高いフェライト相を得て、フェライトと低温
変態生成物との複合組織を形成させるためである。
しかし、水焼入れ開始温度を５００℃よりも低くすると
きは、低温変態生成物を得ることが困難となる。
きは、低温変態生成物を得ることが困難となる。
また、冷却速度が１００℃／秒よりも遅いときは、十分
に硬いマルテンサイトを得ることができないばかりでな
く、過時効処理前のフェライト中の固溶炭素量が少なく
なり、後述する過時効処理によって、フェライト相の固
溶炭素量を十分に低くすることができない。従って、冷
却速度の上限は、上記のように、十分に固いマルテンサ
イトを得ることができると共に、過時効処理前のフェラ
イト中の固溶炭素量を多くできればよく、特に制限され
ないので、実操業上、可能な限りに早い冷却速度とする
。
に硬いマルテンサイトを得ることができないばかりでな
く、過時効処理前のフェライト中の固溶炭素量が少なく
なり、後述する過時効処理によって、フェライト相の固
溶炭素量を十分に低くすることができない。従って、冷
却速度の上限は、上記のように、十分に固いマルテンサ
イトを得ることができると共に、過時効処理前のフェラ
イト中の固溶炭素量を多くできればよく、特に制限され
ないので、実操業上、可能な限りに早い冷却速度とする
。
本発明の方法においては、この後、過時効処理を施す。
この過時効処理において、焼戻し温度は、フェライト相
中の固溶炭素を析出させて、鋼の延性を高めるために２
００℃以上とする。しかし、５００℃よりも高くするこ
とは、徒らに焼鈍費用を高めることとなるので好ましく
ない。
中の固溶炭素を析出させて、鋼の延性を高めるために２
００℃以上とする。しかし、５００℃よりも高くするこ
とは、徒らに焼鈍費用を高めることとなるので好ましく
ない。
水焼入れ方式の連続焼鈍における熱サイクルを図面に模
式的に示す。
式的に示す。
同時に、本発明においてはこの過時効処理によって、低
温変態生成物の硬さＨＶＭが次式を満足するように調整
することが必要である。
温変態生成物の硬さＨＶＭが次式を満足するように調整
することが必要である。
２５０≦Ｈｖｌ、ｌ＜ ３５０ ＋ （０，６０Ｍｎ
＋ １．２０Ｓｉ ＋ １１．ＯＯＰ ＋０．５０Ｍｏ
＋０．３０Ｃｒ＋１０．００（Ｔｉ ＋Ｎｂ）＋２．０
０Ｖ）ｘ３，１即ち、ＨＶＭが上式の右辺（以下、代価
という。）以上であるときは、前述したように、伸びフ
ランジ性が劣化し、他方２５０よりも小さいときは、目
的とする高強度鋼板を得ることができないからである。
＋ １．２０Ｓｉ ＋ １１．ＯＯＰ ＋０．５０Ｍｏ
＋０．３０Ｃｒ＋１０．００（Ｔｉ ＋Ｎｂ）＋２．０
０Ｖ）ｘ３，１即ち、ＨＶＭが上式の右辺（以下、代価
という。）以上であるときは、前述したように、伸びフ
ランジ性が劣化し、他方２５０よりも小さいときは、目
的とする高強度鋼板を得ることができないからである。
か（して、本発明によれば、延性にすぐれるフェライト
と適度の硬さを有する低温変態生成物を得て、伸びフラ
ンジ性にすぐれる引張強さ８０〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ
”級の超高強度冷延鋼板を得ることができる。
と適度の硬さを有する低温変態生成物を得て、伸びフラ
ンジ性にすぐれる引張強さ８０〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ
”級の超高強度冷延鋼板を得ることができる。
光ｙ坏わ九果
以上のように、本発明の方法によれば、熱間圧延板の組
織をフェライト及び低温変態生成物からなる混合組織と
し、その連続焼鈍において、再結晶加熱後の水焼入れ開
始温度を制御すると共に、引き続いて行なう焼戻しにお
ける条件を調整して、フェライトの延性を高めると同時
に低温変態生成物の硬さを調節するので、延性にすぐれ
ると共に伸びフランジにすぐれる８０〜１５０ｋｇｆ／
ｍｍ”級高強度複合組織冷延鋼板を得ることができる。
織をフェライト及び低温変態生成物からなる混合組織と
し、その連続焼鈍において、再結晶加熱後の水焼入れ開
始温度を制御すると共に、引き続いて行なう焼戻しにお
ける条件を調整して、フェライトの延性を高めると同時
に低温変態生成物の硬さを調節するので、延性にすぐれ
ると共に伸びフランジにすぐれる８０〜１５０ｋｇｆ／
ｍｍ”級高強度複合組織冷延鋼板を得ることができる。
１血■
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
実施例１
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
、第２表に示す体積率にて第２相を有する厚さ２．８
ｍの複合組織熱間圧延板を得た。
００℃、巻取り温度５００〜６００℃にて熱間圧延して
、第２表に示す体積率にて第２相を有する厚さ２．８
ｍの複合組織熱間圧延板を得た。
これを酸洗した後、厚さ０．８ ｍに冷間圧延し、次い
で、第２表に示すように、８５０℃で再結晶加熱し、６
００〜７３０℃の範囲の温度から水焼入れを開始し、こ
の水焼入れの後、第２表に示す温度に加熱して過時効処
理（焼戻し）を施した。
で、第２表に示すように、８５０℃で再結晶加熱し、６
００〜７３０℃の範囲の温度から水焼入れを開始し、こ
の水焼入れの後、第２表に示す温度に加熱して過時効処
理（焼戻し）を施した。
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。
す。
図面は、水焼入れ方式の連続焼鈍における熱サイクルを
示す模式的なグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第１図
示す模式的なグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第１図
Claims (4)
- （１）重量％で Ｃ ０．０８〜０．２５％、 Ｓｉ ０．５〜３．０％、及び Ｍｎ ０．５〜３．０％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ
＿１点以上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷した
後、５００〜７５０℃の温度から冷却速度１００℃／秒
以上にて急冷し、次いで、２００〜５００℃の温度にて
過時効処理を施し、低温変態生成物の硬さＨ＿Ｖ＿Ｍを
２５０≦Ｈ＿Ｖ＿Ｍ＜３５０＋（０．６０Ｍｎ＋１．２
０Ｓｉ＋１１．００Ｐ＋０．５０Ｍｏ＋０．３０Ｃｒ＋
１０．００（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２．００Ｖ）×３．１（但
し、元素記号は当該元素の鋼における添加量（重量％）
を示す。） れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - （２）重量％で （ａ）Ｃ ０．０８〜０．２５％、 Ｓｉ ０．５〜３．０％、及び Ｍｎ ０．５〜３．０％を含有し、更に、 （ｂ）Ｐ ０．０１〜０．１５％、 Ｃｒ ０．０５〜１．０％、及び Ｍｏ ０．０５〜０．６％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ
＿１点以上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷した
後、５００〜７５０℃の温度から冷却速度１００℃／秒
以上にて急冷し、次いで、２００〜５００℃の温度にて
過時効処理を施し、低温変態生成物の硬さＨ＿Ｖ＿Ｍを
２５０≦Ｈ＿Ｖ＿Ｍ＜３５０＋（０．６０Ｍｎ＋１．２
０Ｓｉ＋１１．００Ｐ＋０．５０Ｍｏ＋０．３０Ｃｒ＋
１０．００（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２．００Ｖ）×３．１（但
し、元素記号は当該元素の鋼における添加量（重量％）
を示す。） とすることを特徴とする伸びフランジ性にすぐれた高強
度冷延鋼板の製造方法。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ ０．０８〜０．２５％、 Ｓｉ ０．５〜３．０％、及び Ｍｎ ０．５〜３．０％を含有し、更に、 （ｂ）Ｔｉ ０．０２〜０．２５％、 Ｎｂ ０．０２〜０．２５％、及び Ｖ ０．０８〜０．４０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ
＿１点以上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷した
後、５００〜７５０℃の温度から冷却速度１００℃／秒
以上にて急冷し、次いで、２００〜５００℃の温度にて
過時効処理を施し、低温変態生成物の硬さＨ＿Ｖ＿Ｍを
２５０≦Ｈ＿Ｖ＿Ｍ＜３５０＋（０．６０Ｍｎ＋１．２
０Ｓｉ＋１１．００Ｐ＋０．５０Ｍｏ＋０．３０Ｃｒ＋
１０．００（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２．００Ｖ）×３．１（但
し、元素記号は当該元素の鋼における添加量（重量％）
を示す。） とすることを特徴とする伸びフランジ性にすぐれた高強
度冷延鋼板の製造方法。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ ０．０８〜０．２５％、 Ｓｉ ０．５〜３．０％、及び Ｍｎ ０．５〜３．０％を含有し、更に、 （ｂ）Ｐ ０．０１〜０．１５％、 Ｃｒ ０．０５〜１．０％、及び Ｍｏ ０．０５〜０．６％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ）Ｔｉ ０．０２〜０．２５％、 Ｎｂ ０．０２〜０．２５％、及び Ｖ ０．０８〜０．４０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し、酸
洗し、冷間圧延率３０％以上にて冷間圧延した後、Ａｃ
＿１点以上の温度に加熱して焼鈍を施し、強制空冷した
後、５００〜７５０℃の温度から冷却速度１００℃／秒
以上にて急冷し、次いで、２００〜５００℃の温度にて
過時効処理を施し、低温変態生成物の硬さＨ＿Ｖ＿Ｍを
２５０≦Ｈ＿Ｖ＿Ｍ＜３５０＋（０．６０Ｍｎ＋１．２
０Ｓｉ＋１１．００Ｐ＋０．５０Ｍｏ＋０．３０Ｃｒ＋
１０．００（Ｔｉ＋Ｎｂ）＋２．００Ｖ）×３．１（但
し、元素記号は当該元素の鋼における添加量（重量％）
を示す。） とすることを特徴とする伸びフランジ性にすぐれた高強
度冷延鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28286286 | 1986-11-26 | ||
| JP61-282862 | 1986-11-26 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63241115A true JPS63241115A (ja) | 1988-10-06 |
| JPH07116505B2 JPH07116505B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=17658043
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62030579A Expired - Fee Related JPH07116505B2 (ja) | 1986-11-26 | 1987-02-12 | 伸びフランジ性にすぐれた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07116505B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003104499A1 (ja) * | 2002-06-10 | 2003-12-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| US7371294B2 (en) | 2004-02-02 | 2008-05-13 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet having outstanding elongation and superior stretch flange formability and method for production therof |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6299417A (ja) * | 1985-10-24 | 1987-05-08 | Kobe Steel Ltd | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| 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 |
-
1987
- 1987-02-12 JP JP62030579A patent/JPH07116505B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6299417A (ja) * | 1985-10-24 | 1987-05-08 | Kobe Steel Ltd | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| 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 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003104499A1 (ja) * | 2002-06-10 | 2003-12-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| US7371294B2 (en) | 2004-02-02 | 2008-05-13 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet having outstanding elongation and superior stretch flange formability and method for production therof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07116505B2 (ja) | 1995-12-13 |
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|---|---|---|---|
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