JPS63293121A - 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS63293121A JPS63293121A JP12907487A JP12907487A JPS63293121A JP S63293121 A JPS63293121 A JP S63293121A JP 12907487 A JP12907487 A JP 12907487A JP 12907487 A JP12907487 A JP 12907487A JP S63293121 A JPS63293121 A JP S63293121A
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Landscapes
- 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】
皇呈上旦■ユ光互
本発明は、局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方
法に関し、詳しくは、60〜140kgf/mal”級
であって、特に、高い伸びフランジ性の要求される用途
に好適に用いることができる複合組織高強度冷延鋼板の
製造方法に関する。
法に関し、詳しくは、60〜140kgf/mal”級
であって、特に、高い伸びフランジ性の要求される用途
に好適に用いることができる複合組織高強度冷延鋼板の
製造方法に関する。
堡米■狭専
近年、例えば、自動車の安全性の向上と燃費節減のため
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て製造される強度−延性バラ
ンスにすぐれる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。
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て製造される強度−延性バラ
ンスにすぐれる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。
日が解° しようとする5題点
かかる冷延鋼板の製造の改良についても、既に種々の提
案がなされており、例えば、特開昭61−3843号公
報にも記載されている。その方法によれば、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し、かくして、安定した母材
強度と高延性とを有する高強度冷延鋼板を得ることがで
きる。しかし、この方法によって得られる冷延鋼板は、
均−伸びにはすぐれるものの、尚、局部延性が低いため
に、高い伸びフランジ性を要求される用途には使用し難
い憾みがある。
案がなされており、例えば、特開昭61−3843号公
報にも記載されている。その方法によれば、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し、かくして、安定した母材
強度と高延性とを有する高強度冷延鋼板を得ることがで
きる。しかし、この方法によって得られる冷延鋼板は、
均−伸びにはすぐれるものの、尚、局部延性が低いため
に、高い伸びフランジ性を要求される用途には使用し難
い憾みがある。
そこで、本発明者らは、かかる問題を解決するために鋭
意研究した結果、比較的高い温度にて過時効処理を行な
って、低温変態生成物の硬さを減じ、フェライトの硬さ
との差を小さくすることによって、局部延性を改善し得
ると共に、これに伴う強度の低下を、低温変態生成相の
体積率を高めることによって補償し得ることを見出して
、本発明に至ったものである。
意研究した結果、比較的高い温度にて過時効処理を行な
って、低温変態生成物の硬さを減じ、フェライトの硬さ
との差を小さくすることによって、局部延性を改善し得
ると共に、これに伴う強度の低下を、低温変態生成相の
体積率を高めることによって補償し得ることを見出して
、本発明に至ったものである。
、 苧を “するための手
本発明による局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造
方法は、重量%で G 0.08〜0.30%、 sto、i〜2.5%、 Mn 0.5〜2.5%、 P 0.01〜0.15%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をA(1点以上の
温度にて再結晶焼鈍し、次いで、Art点乃至600℃
の範囲の温度域まで強制空冷した後、100℃/秒以上
の冷却速度にて急冷し、フェライト相と低温変態生成相
とよりなる複合組織とし、この後、 Hv(α)−75,6+29.IS i +15.0M
n +284.4P+420 (式中、元素記号は当該元素の鋼中の含有量(重量%)
、ToAは過時効処理温度(’C)及びVfLは上記低
温変態生成相の体積率(%)を示す。)にて求められる
フェライト硬さ11v(α)に対する低温変態生成相硬
さ1lv(L)の比1置v(L)/l1v(α)が1.
5≦)Iv(L)/1lv(α)≦3.5を満足するよ
うに、350〜600℃の範囲の温度にて過時効処理を
行なうことを特徴とする。
方法は、重量%で G 0.08〜0.30%、 sto、i〜2.5%、 Mn 0.5〜2.5%、 P 0.01〜0.15%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をA(1点以上の
温度にて再結晶焼鈍し、次いで、Art点乃至600℃
の範囲の温度域まで強制空冷した後、100℃/秒以上
の冷却速度にて急冷し、フェライト相と低温変態生成相
とよりなる複合組織とし、この後、 Hv(α)−75,6+29.IS i +15.0M
n +284.4P+420 (式中、元素記号は当該元素の鋼中の含有量(重量%)
、ToAは過時効処理温度(’C)及びVfLは上記低
温変態生成相の体積率(%)を示す。)にて求められる
フェライト硬さ11v(α)に対する低温変態生成相硬
さ1lv(L)の比1置v(L)/l1v(α)が1.
5≦)Iv(L)/1lv(α)≦3.5を満足するよ
うに、350〜600℃の範囲の温度にて過時効処理を
行なうことを特徴とする。
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、再結晶焼鈍後の急冷によって、低温変態生成相を
生じさせるために必要であり、強度を確保するに十分な
量の低温変態生成相を得るためには、少なくとも0.0
8%を添加する必要がある。
生じさせるために必要であり、強度を確保するに十分な
量の低温変態生成相を得るためには、少なくとも0.0
8%を添加する必要がある。
しかし、添加量が0.30%を越えるときは、延性が低
下し、また、スポット溶接性にも劣るようになるので、
添加量の上限を0.30%とする。
下し、また、スポット溶接性にも劣るようになるので、
添加量の上限を0.30%とする。
Siは、鋼の延性、特に局部延性を劣化させることなく
、鋼強度を高めるために非常に有効な元素であって、本
発明によれば、添加量を0.1%以上とすることによっ
て、すぐれた強度−延性バランスを得ることができる。
、鋼強度を高めるために非常に有効な元素であって、本
発明によれば、添加量を0.1%以上とすることによっ
て、すぐれた強度−延性バランスを得ることができる。
しかし、添加量が2.5%を越えるときは、徒に鋼製造
費用を高めることとなるのみならず、適正な再結晶温度
域を高温にするので、添加量は2.5%以下とする。
費用を高めることとなるのみならず、適正な再結晶温度
域を高温にするので、添加量は2.5%以下とする。
Mnは、オーステナイト相の焼入れ性を高め、冷却過程
において、低温変態生成物、特に、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と共に
、フェライトを強化し、延性を高める効果を有する。こ
れら効果を有効に得るためには、少な(とも0.5%を
添加することが必要であるが、過多に添加しても、上記
効果が飽和するのみであるので、添加量の上限を2.5
%とする。
において、低温変態生成物、特に、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と共に
、フェライトを強化し、延性を高める効果を有する。こ
れら効果を有効に得るためには、少な(とも0.5%を
添加することが必要であるが、過多に添加しても、上記
効果が飽和するのみであるので、添加量の上限を2.5
%とする。
Pは、鋼の強化元素として、少なくとも0.01%の添
加を必要とするが、過多に添加するときはスポット溶接
性の低下を招くので、添加量は0.15%以下の範囲と
する。
加を必要とするが、過多に添加するときはスポット溶接
性の低下を招くので、添加量は0.15%以下の範囲と
する。
本発明においては、用いる鋼は、上記した元素に加えて
、 Cr 0.05〜1.0%及び Mo0.05〜0.6% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含むこ
とができる。
、 Cr 0.05〜1.0%及び Mo0.05〜0.6% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含むこ
とができる。
Cr及びMoは、それぞれMnと同様にオーステナイト
相を安定化させ、冷却過程での低温変態生成物の生成を
容易にする効果を有する。このような効果を有効に得る
には、それぞれ0.05%以上の添加を必要とする。し
かし、過多に添加するときは、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。
相を安定化させ、冷却過程での低温変態生成物の生成を
容易にする効果を有する。このような効果を有効に得る
には、それぞれ0.05%以上の添加を必要とする。し
かし、過多に添加するときは、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
延し、酸洗、冷間圧延した後、A(1点以上の温度にて
再結晶焼鈍し、次いで、Ar+点乃至600℃の範囲の
温度域まで強制空冷した後、100℃/秒以上の冷却速
度にて急冷し、フェライト相と低温変態生成相とよりな
る複合組織とし、この後、 Hv(Q’) =75.6+29.IS i +15.
0M n +284.4P+420 (式中、元素記号は当該元素の鋼中の含有量(重量%)
、To^は過時効処理温度(℃)及びVfLは上記低温
変態生成相の体積率(%)を示す。)にて求められるフ
ェライト硬さ1(v(α)に対する低温変態生成相硬さ
Hv(L)との比Hv(L)/1lv(α)が1.5≦
Hv(L)/)Iv(α)≦3.5を満足するように、
350〜600℃の範囲の温度にて過時効処理を行なう
。
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、酸洗、冷間圧延した後、A(1点以上の温度にて
再結晶焼鈍し、次いで、Ar+点乃至600℃の範囲の
温度域まで強制空冷した後、100℃/秒以上の冷却速
度にて急冷し、フェライト相と低温変態生成相とよりな
る複合組織とし、この後、 Hv(Q’) =75.6+29.IS i +15.
0M n +284.4P+420 (式中、元素記号は当該元素の鋼中の含有量(重量%)
、To^は過時効処理温度(℃)及びVfLは上記低温
変態生成相の体積率(%)を示す。)にて求められるフ
ェライト硬さ1(v(α)に対する低温変態生成相硬さ
Hv(L)との比Hv(L)/1lv(α)が1.5≦
Hv(L)/)Iv(α)≦3.5を満足するように、
350〜600℃の範囲の温度にて過時効処理を行なう
。
先ず、熱間圧延においては、その仕上温度は、Ar3点
以上とし、巻取りは、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℃以下の温度である0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。
以上とし、巻取りは、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℃以下の温度である0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。
本発明の方法においては、この冷間圧延後、再結晶焼鈍
するに際して、強度を確保するのに十分な量の低温変態
生成物を得るために、その加熱温度をAC1点以上、A
c、点板下のフェライト・オーステナイト2相共存域と
する必要がある。加熱時間は、オーステナイト相の形成
に必要な最小時間である10秒程度から、生産性を考慮
して、300秒以下の範囲とすることが好ましい。
するに際して、強度を確保するのに十分な量の低温変態
生成物を得るために、その加熱温度をAC1点以上、A
c、点板下のフェライト・オーステナイト2相共存域と
する必要がある。加熱時間は、オーステナイト相の形成
に必要な最小時間である10秒程度から、生産性を考慮
して、300秒以下の範囲とすることが好ましい。
再結晶焼鈍後は、ガスジェット等の手段によって、焼入
れ開始温度まで冷却した後、100℃/秒以上の冷却速
度にて常温まで急冷し、オーステナイト相より低温変態
生成物を生成させる。低温変態生成物の体積率は、この
焼入れ開始温度によって決定される。
れ開始温度まで冷却した後、100℃/秒以上の冷却速
度にて常温まで急冷し、オーステナイト相より低温変態
生成物を生成させる。低温変態生成物の体積率は、この
焼入れ開始温度によって決定される。
この後、本発明の方法においては、局部延性を確保する
ために、高温で過時効処理を行ない、低温変態生成物を
軟化させ、フェライトの硬さとの差を小さくすることが
重要である。しかし、低温変態生成物の軟化に伴って、
鋼強度の確保が困難となるので、従来鋼と同等程度の強
度を確保するには、従来鋼よりも焼入れ開始温度を高め
、低温変態生成物の体積率を高めることが必要である。
ために、高温で過時効処理を行ない、低温変態生成物を
軟化させ、フェライトの硬さとの差を小さくすることが
重要である。しかし、低温変態生成物の軟化に伴って、
鋼強度の確保が困難となるので、従来鋼と同等程度の強
度を確保するには、従来鋼よりも焼入れ開始温度を高め
、低温変態生成物の体積率を高めることが必要である。
従って、本発明の方法においては、焼入れ開始温度は、
Ar+点乃至600℃の範囲の温度とする。
Ar+点乃至600℃の範囲の温度とする。
焼入れ開始温度がAr、点を越えるときは、オーステナ
イト相からのフェライト相の生成がないために、延性の
低下を招き、一方、焼入れ開始温度が600℃よりも低
いときは、オーステナイト相からのフェライトの生成が
多すぎるため、強度の確保が困難となる。
イト相からのフェライト相の生成がないために、延性の
低下を招き、一方、焼入れ開始温度が600℃よりも低
いときは、オーステナイト相からのフェライトの生成が
多すぎるため、強度の確保が困難となる。
焼入れ開始温度から常温までの急冷の手段としては、気
水冷却、ロール冷却、水焼入れ等によることができる。
水冷却、ロール冷却、水焼入れ等によることができる。
このようにして、急冷した後は、350〜600℃の範
囲の温度にて過時効処理を行なって、フェライト中に固
溶したCを析出させ、延性の改善を図ると共に、低温変
態生成物を軟化させることによって、前述したように、
フェライトの硬さHv(α)に対する低温変態生成物の
硬さHv(L)との比、即ち、Hv(L)/Hv(α)
を1.5≦)Iv(L)/Hv(cr)≦3.5の範囲
とする。
囲の温度にて過時効処理を行なって、フェライト中に固
溶したCを析出させ、延性の改善を図ると共に、低温変
態生成物を軟化させることによって、前述したように、
フェライトの硬さHv(α)に対する低温変態生成物の
硬さHv(L)との比、即ち、Hv(L)/Hv(α)
を1.5≦)Iv(L)/Hv(cr)≦3.5の範囲
とする。
フェライトの硬さは、各元素の固溶量の影響が太き(、
主として、鋼の化学組成によって決定され、第1図に示
すように、各元素の含有量の一次函数として規定され、
前記式から求めることができる。他方、低温変態生成物
の硬さは、C量と過時効処理温度によって大きく支配さ
れ、C量と低温変態生成相の体積率が固定されるとき、
第2図に示すように、焼戻し温度の一次函数として規定
されるので、前記式によって求めることができる。
主として、鋼の化学組成によって決定され、第1図に示
すように、各元素の含有量の一次函数として規定され、
前記式から求めることができる。他方、低温変態生成物
の硬さは、C量と過時効処理温度によって大きく支配さ
れ、C量と低温変態生成相の体積率が固定されるとき、
第2図に示すように、焼戻し温度の一次函数として規定
されるので、前記式によって求めることができる。
本発明の方法によれば、これらから求められる上記硬さ
の比Hv(L)/Hv(α)を3.5以下とすることに
よって、強加工時、フェライトと低温変態生成物との界
面でのボイドの生成の抑制を図ることができ、従って、
局部延性を改善することができる。しかしながら、上記
硬さの比を徒に低くしても、局部延性を改善する効果が
飽和し、更に、強度及び延性の確保のために、多量の合
金元素の添加を必要とすることとなり、その結果として
、鋼の製造費用を高めることとなるので、本発明におい
ては、前記の硬さの比の下限を1.5とする。
の比Hv(L)/Hv(α)を3.5以下とすることに
よって、強加工時、フェライトと低温変態生成物との界
面でのボイドの生成の抑制を図ることができ、従って、
局部延性を改善することができる。しかしながら、上記
硬さの比を徒に低くしても、局部延性を改善する効果が
飽和し、更に、強度及び延性の確保のために、多量の合
金元素の添加を必要とすることとなり、その結果として
、鋼の製造費用を高めることとなるので、本発明におい
ては、前記の硬さの比の下限を1.5とする。
但し、本発明の方法においては、過時効処理温度は、前
述したように、350〜600℃の範囲の温度とする。
述したように、350〜600℃の範囲の温度とする。
過時効処理温度が350℃よりも低いときは、低温変態
生成相が十分に焼戻されず、硬質のままであるので、フ
ェライト相との硬さの差が大きく、局部延性を改善する
ことができず、他方、600℃を越えるときは、低温変
態生成物が過度に焼戻されるので、強度を確保すること
が困難となるからである。
生成相が十分に焼戻されず、硬質のままであるので、フ
ェライト相との硬さの差が大きく、局部延性を改善する
ことができず、他方、600℃を越えるときは、低温変
態生成物が過度に焼戻されるので、強度を確保すること
が困難となるからである。
又夙■募呆
以上のように、本発明の方法によれば、Cを析出させた
軟質のフェライトと、高温で焼戻して、フェライトとの
硬さの差の小さくした低温変態生成物とからなる複合組
織を冷延鋼板に有せしめるので、局部延性にすぐれる高
強度複合組織冷延鋼板を得ることができる。
軟質のフェライトと、高温で焼戻して、フェライトとの
硬さの差の小さくした低温変態生成物とからなる複合組
織を冷延鋼板に有せしめるので、局部延性にすぐれる高
強度複合組織冷延鋼板を得ることができる。
叉施斑
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
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°Cにて熱間圧延し
て、厚さ3.2鶴とし、酸洗した後、厚さ1.2 m−
に冷間圧延し、次いで、第1表に示すように種々の温度
にて再結晶焼鈍し、水焼入れにて、それぞれ第1表に示
す体積率にて低温変態生成物を有する複合組織鋼を得た
後、これらを第1表に示す温度にて過時効処理した。
00℃、巻取り温度500〜600°Cにて熱間圧延し
て、厚さ3.2鶴とし、酸洗した後、厚さ1.2 m−
に冷間圧延し、次いで、第1表に示すように種々の温度
にて再結晶焼鈍し、水焼入れにて、それぞれ第1表に示
す体積率にて低温変態生成物を有する複合組織鋼を得た
後、これらを第1表に示す温度にて過時効処理した。
このようにして得られた鋼板の機械的性質を第1表に示
す。
す。
比較鋼7は、低温変態生成物の体積率が85%と高いに
もかかわらず、過時効処理温度が高いために、局部延性
の指標である穴拡げ率は高いが、強度が劣る。比較鋼8
は、フェライト及び低温変態生成物の硬さの比が3.5
を越えるので、穴拡げ率が低い、比較鋼10は、化学組
成的には本発明鋼9と同じであるが、過時効処理温度が
低く、フェライト相と低温変態生成物相との硬さの差が
大きいために、本発明鋼9と同一強度水準にはあるが、
穴拡げ率が低い。
もかかわらず、過時効処理温度が高いために、局部延性
の指標である穴拡げ率は高いが、強度が劣る。比較鋼8
は、フェライト及び低温変態生成物の硬さの比が3.5
を越えるので、穴拡げ率が低い、比較鋼10は、化学組
成的には本発明鋼9と同じであるが、過時効処理温度が
低く、フェライト相と低温変態生成物相との硬さの差が
大きいために、本発明鋼9と同一強度水準にはあるが、
穴拡げ率が低い。
本発明鋼9は、高温過時効処理による低温変態生成物の
強度低下をその体積率の増加によって補つているので、
比較鋼lOと同一水準の強度を保持している。
強度低下をその体積率の増加によって補つているので、
比較鋼lOと同一水準の強度を保持している。
比較鋼12は、本発明鋼11と同じ化学組成を有するが
、再結晶焼鈍温度がAc1点以下のために、熱延時に生
成したセメンタイトが残存し、従って、強度及び穴拡げ
率が低い。
、再結晶焼鈍温度がAc1点以下のために、熱延時に生
成したセメンタイトが残存し、従って、強度及び穴拡げ
率が低い。
以上から明らかなように、本発明の方法によれは、強度
−延性バランスにすぐれると共に、局部延性にもすぐれ
る高強度冷延鋼板を得ることができる。
−延性バランスにすぐれると共に、局部延性にもすぐれ
る高強度冷延鋼板を得ることができる。
第1図は、鯛におけるSi、Mn及びP量とフェライト
の硬さとの関係を示すグラフ、第2図は、マルテンサイ
ト量と、C量及び焼戻し温度との関係を示すグラフであ
る。 第1図 P−#(讐(%) 第2図 戊ii′L囁度(9o)
の硬さとの関係を示すグラフ、第2図は、マルテンサイ
ト量と、C量及び焼戻し温度との関係を示すグラフであ
る。 第1図 P−#(讐(%) 第2図 戊ii′L囁度(9o)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (1)重量%で C0.08〜0.30%、 Si0.1〜2.5%、 Mn0.5〜2.5%、 P0.01〜0.15%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をA_c_1点以
上の温度にて再結晶焼鈍し、次いで、Ar_1点乃至6
00℃の範囲の温度域まで強制空冷した後、100℃/
秒以上の冷却速度にて急冷し、フェライト相と低温変態
生成相とよりなる複合組織とし、この後、 Hv(α)=75.6+29.1Si+15.0Mn+
284.4PHv(L)=[(990−1.4T_O_
A)(C−0.02)]/[Vf_L/100]−0.
38T_O_A+420 (式中、元素記号は当該元素の鋼中の含有量(重量%)
、T_O_Aは過時効処理温度(℃)及びVf_Lは上
記低温変態生成相の体積率(%)を示す。) にて求められるフェライト硬さH_v(α)に対する低
温変態生成相硬さHv(L)の比Hv(L)/Hv(α
)が 1.5≦Hv(L)/Hv(α)≦3.5 を満足するように、350〜600℃の範囲の温度にて
過時効処理を行なうことを特徴とする局部延性にすぐれ
る高強度冷延鋼板の製造方法。 (2)重量%で (a)C0.08〜0.30%、 Si0.1〜2.5%、 Mn0.5〜2.5%、 P^°0.01〜0.15%を含み、更に、(b)Cr
0.05〜1.0%及び Mo0.05〜0.6% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をA_c_1点以
上の温度にて再結晶焼鈍し、次いで、Ar_1点乃至6
00℃の範囲の温度域まで強制空冷した後、100℃/
秒以上の冷却速度にて急冷し、フェライト相と低温変態
生成相とよりなる複合組織とし、この後、 Hv(α)=75.6+29.1Si+15.0Mn+
284.4PHv(L)=[(990−1.4T_O_
A)(C−0.02)]/[Vf_L/100]−0.
38T_O_A+420 (式中、元素記号は当該元素の鋼中の含有量(重量%)
、T_O_Aは過時効処理温度(℃)及びVf_Lは上
記低温変態生成相の体積率(%)を示す。) にて求められるフェライト硬さHv(α)に対する低温
変態生成相硬さHv(L)の比Hv(L)/Hv(α)
が 1.5≦Hv(L)/Hv(α)≦3.5 を満足するように、350〜600℃の範囲の温度にて
過時効処理を行なうことを特徴とする局部延性にすぐれ
る高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62129074A JPH0759726B2 (ja) | 1987-05-25 | 1987-05-25 | 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62129074A JPH0759726B2 (ja) | 1987-05-25 | 1987-05-25 | 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63293121A true JPS63293121A (ja) | 1988-11-30 |
JPH0759726B2 JPH0759726B2 (ja) | 1995-06-28 |
Family
ID=15000434
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62129074A Expired - Fee Related JPH0759726B2 (ja) | 1987-05-25 | 1987-05-25 | 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0759726B2 (ja) |
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-
1987
- 1987-05-25 JP JP62129074A patent/JPH0759726B2/ja not_active Expired - Fee Related
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