JPH0218363B2 - - Google Patents
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- JPH0218363B2 JPH0218363B2 JP59101784A JP10178484A JPH0218363B2 JP H0218363 B2 JPH0218363 B2 JP H0218363B2 JP 59101784 A JP59101784 A JP 59101784A JP 10178484 A JP10178484 A JP 10178484A JP H0218363 B2 JPH0218363 B2 JP H0218363B2
- Authority
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- Japan
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- rolled
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- 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)
Description
（産業上の利用分野）
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、引張強度60Kg／mm2以上で降伏比が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。 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ーなどの強度部材に引張強さ
50Kgf／mm2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、より引張強さ、降伏点が高いと同時に延性が
良好なことが要求される。 （従来技術） このような用途には例えば特開昭48−81721号
公報に示されるようなNb，Ti及びＶなどの析出
細粒化強化型の元素を添加した鋼板が使われてい
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
れるフエライトと、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58−22332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比が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
が低く、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
能であつたのである。 一方において、Ｐを用いた高強度鋼板として古
くから特開昭50−23316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パ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エライ
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57−137452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。 （発明が解決しようとする問題点） 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つて、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板に
あつては、スキンパス圧延しても延性劣化が少な
いことが発見された。 上記知見の活用によつて、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。 （問題点を解決するための手段） この発明は Ｃ：0.03〜0.20wt％ Mn：0.8〜3.0wt％ Ｐ：0.04〜0.15wt％ Ｓ：0.01wt％以下 Al：0.10wt％以下 を基本組成とし、熱間圧延のまま、又はその後の
冷間圧延後連続焼鈍することによつて製造され
た、５％以下の低温変態生成物相と残りフエライ
ト相とからなる混合組識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YR0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、引張強さ60Kgｆ／mm2以
上、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 5.25−0.075×YR0SK（％）３（％） 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エライ
ト・マルテンサイトから成る混合組織冷延鋼板
（1.2mm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。
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、引張強度60Kg／mm2以上で降伏比が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。 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ーなどの強度部材に引張強さ
50Kgf／mm2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、より引張強さ、降伏点が高いと同時に延性が
良好なことが要求される。 （従来技術） このような用途には例えば特開昭48−81721号
公報に示されるようなNb，Ti及びＶなどの析出
細粒化強化型の元素を添加した鋼板が使われてい
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
れるフエライトと、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58−22332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比が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
が低く、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
能であつたのである。 一方において、Ｐを用いた高強度鋼板として古
くから特開昭50−23316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パ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エライ
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57−137452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。 （発明が解決しようとする問題点） 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つて、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板に
あつては、スキンパス圧延しても延性劣化が少な
いことが発見された。 上記知見の活用によつて、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。 （問題点を解決するための手段） この発明は Ｃ：0.03〜0.20wt％ Mn：0.8〜3.0wt％ Ｐ：0.04〜0.15wt％ Ｓ：0.01wt％以下 Al：0.10wt％以下 を基本組成とし、熱間圧延のまま、又はその後の
冷間圧延後連続焼鈍することによつて製造され
た、５％以下の低温変態生成物相と残りフエライ
ト相とからなる混合組識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YR0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、引張強さ60Kgｆ／mm2以
上、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 5.25−0.075×YR0SK（％）３（％） 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エライ
ト・マルテンサイトから成る混合組織冷延鋼板
（1.2mm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】
いずれの材料でもスキンパ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。 降伏比が70％以上となる臨界のスキンパス伸び
率は、第１図に併記した右下りの直線、つまりス
キンパス前の連続焼鈍ままでの降伏比YR0との間
で次式、 SK（％）＝5.25−0.075×YR0（％） の関係が与えられる。 一方スキンパ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Ａ，Ｂでは、スキンパスの伸び率が３％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を事実上含まない比較
鋼Ｃではスキンパスに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58−22332号公報に示
されたところに従う冷延後の熱処理により、混合
組織を得た場合についてのスキンパスの影響を調
査したわけであるが、その成績に対し、上記特開
昭57−137452号公報に示された混合組織熱圧延薄
板に対して同様なスキンパスを施したとき、ほぼ
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。 （作 用） 次にこの発明の成分範囲限定の理由について説
明する。 Ｃ：0.03〜0.20wt％ Ｃは連続焼鈍後のマルテンサイトなど低温変態
生成物の量を通して引張強さを支配するため重要
であり、Ｃ量が0.03wt％より低いと高引張強さが
得られないだけでなくAc1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0.03％
とした。 一方Ｃ量の増加は強度を増加させるため好まし
いが、0.20wt％を越えるとスポツト溶接性が急激
に劣化するため上限を0.20wt％とした。 Mn：0.8〜3.0wt％ 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0.8wt
％を要する。Mn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ツプと溶接性劣
化をもたらすため3.0wt％を上限とした。 Ｐ：0.04〜0.15wt％ 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。とくにこの発明では理由は不明であるがスキ
ンパ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、0.04wt％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：0.01wt％以下 ＳはMnSとして鋼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ば、Ce，Laなどの
希土類元素又は、Caを添加し、硫化物の形状制
御を行うことによつ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 Alは脱酸元素として必要であるが過剰のAl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％とした。 上記Ｃ，Mn，Ｐ，Ｓ及びAlの各限定量をもつ
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Siや、１％以
下のCr及びMo、0.1％以下のNb，Ti及びＶ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，Ti，，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
なスキンパ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
冷延後連続焼鈍され、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。 まず熱延薄板は、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、通常の圧
延の場合とほぼ同様に1100〜1250℃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℃／sec）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℃
以下がのぞましい。すなわち上記冷却後の初期際
伏比YR0が上記熱延条件の範囲内ではほぼC.T.の
みによつてきまり、また450℃よりも高い温度で
巻取つた場合もパーライト変態が生じTSが低下、
YR0が70％以上となる。C.T.が450℃以下の場合
にはこの発明の成分の鋼の場合は70％以上のフエ
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、Mnの効果とあいまつて巻取
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
のち酸洗を行つ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℃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Ac1点以上としなければならない。ま
たAc1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℃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ツクアツプが発生
するため950℃にとどめる。ここにピツクアツプ
というには連続焼鈍ラインなどで先行の鋼帯から
落下した酸化スケールが後続の鋼帯に付着する現
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。 加熱時間は所定量のγ相を現出させるため10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、いずれもコストアツプ
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℃／sec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℃／
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600〜300℃間
の平均速度であるが、延性向上を得るためにはフ
エライト中の固溶Ｃ量を低減する必要があり、そ
のためには600℃以上の高温域につき20℃／sec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
パ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。 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％未満であつた降伏比を、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YR0と相関が
あることが明らかとなり、次式で求まるスキンパ
ス伸び率SK（％）を下限とする。 SK（％）＝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。したがつ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にこの発明に従つ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。
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。 降伏比が70％以上となる臨界のスキンパス伸び
率は、第１図に併記した右下りの直線、つまりス
キンパス前の連続焼鈍ままでの降伏比YR0との間
で次式、 SK（％）＝5.25−0.075×YR0（％） の関係が与えられる。 一方スキンパ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Ａ，Ｂでは、スキンパスの伸び率が３％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を事実上含まない比較
鋼Ｃではスキンパスに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58−22332号公報に示
されたところに従う冷延後の熱処理により、混合
組織を得た場合についてのスキンパスの影響を調
査したわけであるが、その成績に対し、上記特開
昭57−137452号公報に示された混合組織熱圧延薄
板に対して同様なスキンパスを施したとき、ほぼ
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。 （作 用） 次にこの発明の成分範囲限定の理由について説
明する。 Ｃ：0.03〜0.20wt％ Ｃは連続焼鈍後のマルテンサイトなど低温変態
生成物の量を通して引張強さを支配するため重要
であり、Ｃ量が0.03wt％より低いと高引張強さが
得られないだけでなくAc1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0.03％
とした。 一方Ｃ量の増加は強度を増加させるため好まし
いが、0.20wt％を越えるとスポツト溶接性が急激
に劣化するため上限を0.20wt％とした。 Mn：0.8〜3.0wt％ 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0.8wt
％を要する。Mn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ツプと溶接性劣
化をもたらすため3.0wt％を上限とした。 Ｐ：0.04〜0.15wt％ 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。とくにこの発明では理由は不明であるがスキ
ンパ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、0.04wt％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：0.01wt％以下 ＳはMnSとして鋼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ば、Ce，Laなどの
希土類元素又は、Caを添加し、硫化物の形状制
御を行うことによつ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 Alは脱酸元素として必要であるが過剰のAl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％とした。 上記Ｃ，Mn，Ｐ，Ｓ及びAlの各限定量をもつ
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Siや、１％以
下のCr及びMo、0.1％以下のNb，Ti及びＶ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，Ti，，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
なスキンパ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
冷延後連続焼鈍され、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。 まず熱延薄板は、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、通常の圧
延の場合とほぼ同様に1100〜1250℃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℃／sec）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℃
以下がのぞましい。すなわち上記冷却後の初期際
伏比YR0が上記熱延条件の範囲内ではほぼC.T.の
みによつてきまり、また450℃よりも高い温度で
巻取つた場合もパーライト変態が生じTSが低下、
YR0が70％以上となる。C.T.が450℃以下の場合
にはこの発明の成分の鋼の場合は70％以上のフエ
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、Mnの効果とあいまつて巻取
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
のち酸洗を行つ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℃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Ac1点以上としなければならない。ま
たAc1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℃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ツクアツプが発生
するため950℃にとどめる。ここにピツクアツプ
というには連続焼鈍ラインなどで先行の鋼帯から
落下した酸化スケールが後続の鋼帯に付着する現
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。 加熱時間は所定量のγ相を現出させるため10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、いずれもコストアツプ
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℃／sec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℃／
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600〜300℃間
の平均速度であるが、延性向上を得るためにはフ
エライト中の固溶Ｃ量を低減する必要があり、そ
のためには600℃以上の高温域につき20℃／sec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
パ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。 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％未満であつた降伏比を、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YR0と相関が
あることが明らかとなり、次式で求まるスキンパ
ス伸び率SK（％）を下限とする。 SK（％）＝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。したがつ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にこの発明に従つ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。
【表】
【表】
（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、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。
鋼板と同等の降伏点、引張強さとより優れた延性
が、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。
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。
よる降伏点の向上効果を示す比較グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.20wt％ Mn：0.8〜3.0wt％ Ｐ：0.04〜0.15wt％ Ｓ：0.01wt％以下 Al：0.10wt％以下 を基本組成とし、熱間圧延のまま、又はその後の
冷間圧延後連続焼鈍することにより、製造され
た、５％以上の低温変態生成物相と残りフエライ
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YR0に応じて下記式を
満たす伸び率SK（％）の範囲内にてスキンパス圧
延することから成る、引張強さ60Kgｆ／mm2以上、
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 5.25−0.075×YR0SK（％）３％
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 JPS60245728A (ja) | 1985-12-05 |
| JPH0218363B2 true 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 |
|---|---|---|---|---|
| WO2004001084A1 (ja) * | 2002-06-25 | 2003-12-31 | Jfe Steel Corporation | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2607950B2 (ja) * | 1989-02-13 | 1997-05-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
Family Cites Families (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
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004001084A1 (ja) * | 2002-06-25 | 2003-12-31 | Jfe Steel Corporation | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| US7559997B2 (en) | 2002-06-25 | 2009-07-14 | Jfe Steel Corporation | High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60245728A (ja) | 1985-12-05 |
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|---|---|---|---|
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