JPH0321608B2 - - Google Patents
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- JPH0321608B2 JPH0321608B2 JP20879783A JP20879783A JPH0321608B2 JP H0321608 B2 JPH0321608 B2 JP H0321608B2 JP 20879783 A JP20879783 A JP 20879783A JP 20879783 A JP20879783 A JP 20879783A JP H0321608 B2 JPH0321608 B2 JP H0321608B2
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Classifications
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼
板の製造方法に係り、特に引張強度が60Kgｆ／mm2
以上の高張力鋼板の安定した製造方法に関する。 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
度が40Kgｆ／mm2以上の高張力鋼板などが多用され
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、高強度とともにすぐれた延性と曲げ加
工性が要求される。最近フエライトとマルテンサ
イトまたはベイナイトを主とする低温変態生成物
から成る混合組織鋼板が、このような要求を満た
す鋼板として多用されている。このような鋼板は
現在のところMnを多量に添加することがオース
テナイトの安定化ひいては低温変態生成物の形成
に不可欠であり、２％に近い量が添加されてい
る。 このような鋼板はフエライト・オーステナイト
２相域において主として連続焼鈍炉による短時間
の熱処理により延性の良好なフエライト・マルテ
ンサイトの混合組織鋼板が得られるが、曲げ加工
性は多量のMn添加に起因する強いバンド組織の
ため劣化し、更にそのバンド組織により局部変形
能は低下し、切欠感受性も増大するので用いられ
る部品によつてはこれらの欠点が大きな問題とな
つていた。 これらを解決するため、バンド組織が消失する
Ar3変態点以上の温度領域で熱処理する方法があ
り、確かに曲げ加工性、局部変形能、切欠感受性
に改善されるが、ベイナイト主体の組織となり延
性が顕著に劣化する。更にAc3変態点以上の温度
領域で熱処理する場合は引張特性が冷却速度の変
動で大きく変化し、安定した材料を得ることが困
難であつた。 本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、延性、曲げ加工性、局部延性にすぐれ切欠感
受性の低い高強度薄鋼板の安定した製造方法を提
供するにある。 本発明の上記の目的は次の２発明によつて達成
される。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて Ｃ：0.02％〜0.15％ Mn：0.2〜3.5％ Ｐ：0.01 〜0.15％ Al：0.10％以下 を含み残部がFeおよび不可避的不純物より成る
高強度薄鋼板の製造方法において、前記鋼板を
Ac3変態点以上Ac3変態点＋50℃以上の温度範囲
で３〜60秒間の均熱を施す工程と、前記均熱工程
後Ar3変態点以下Ar1変態点以上の温度範囲のフ
エライト・オーステナイト２相域まで冷却し該温
度範囲で20秒間以上保持する工程と、前記保持工
程終了後の冷却に際し600〜300℃の温度範囲にお
ける平均冷却速度を下記(1)式で算出された臨界冷
却速度CR（℃／sec）以上に冷却する工程と、を
有して成ることを特徴とする延性と曲げ加工性の
良好な高強度薄鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％）＋3.5P（
％）〕＋3.95……(1) 第２発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一のＣ、Mn、Ｐ、
Alの基本組成を有するほか、更に Si：0.1〜1.5％ Cr：0.1〜1.0％ Mo：0.1〜1.0％ Ｂ：５〜100ppm より成るＡ群、および Ｖ：0.01〜0.20％ Ti：0.01〜0.20％ Nb：0.01〜0.10％ より成るＢ群のうちより選ばれた１種または２種
以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よ
りなる高強度薄鋼板を第１発明と同様な方法で熱
処理するのであるが、冷却工程における平均冷却
速度は第１発明と異なり下記(2)式で算出された臨
界冷却速度CR（℃／sec）による製造方法である。 logCR（℃／sec）＝1.73〔Mn（％）＋0.26Si（％
）＋3.5P（％） ＋1.3Cr（％）＋2.67Mo（％）〕＋3.95……(2) ただしＢ添加の場合は(2)式の3.95を3.40に変更
する。 まず、本発明の高強度薄鋼板の成分限定理由に
ついて説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
り、0.02％未満でも基本的に本発明の目的とする
混合組織が得られるが、Ac1点が急激に上昇しα
→γ2相となる温度領域が狭くなり、その結果焼
鈍時の温度制御が非常に困難となるので下限を
0.02％とした。一方、0.15％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0.15％とし
た。 Mn： Mnは固溶体強化元素であると同時に混合組織
のため不可欠である。その下限は熱間脆性防止と
溶製上の観点から0.2％とした。一方Mnの増加と
ともに臨界冷却速度CRが減少し目的とする混合
組織が得やすくなるが、3.5％を越えるとスポツ
ト溶液性の劣化をもたらすので3.5％を上限とし
た。 Ｐ： Ｐは安価で固溶強化能の大きいフエライト形成
元素であり、添加量の増量に伴い臨界冷却速度
CRが減少するので好ましいが、0.01％未満では
その効果が不十分であり、また0.15％を越えると
スポツト溶接性を害するので、0.01〜0.15％の範
囲に限定した。 Al： 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表面性状が劣化し
熱間割れの危険性が高くなるので上限を0.10％に
限定した。 上記のＣ、Mn、Ｐ、Alの各限定量をもつて、
本発明の高強度鋼板の基本成分とするが、更にＡ
群のSi、Cr、Mo、Ｂの各元素、Ｂ群としてＶ、
Ti、Nbの各元素を下記の限定量において１種ま
たは２種以上を同時に含有する高強度鋼板におい
ても本発明の目的をより有効に達成できる。これ
らの限定理由は次の如くである。 Ａ群Si、Cr、Mo、Ｂ： Ａ群のこれらの元素は(2)式から明らかな如く、
いずれも混合組織形成に必要な臨界冷却速度を下
げると同時に低温変態生成物を増加し、その結果
強度増加の効果がある。その結果が発揮されるに
はSi、Cr、Moの各元素は0.1％以上、Ｂは5ppm
以上が必要であり、また過剰の添加は効果が飽和
しコストも上昇するので上限をSiは1.5％、Cr、
Moは1.0％、Ｂは100ppmに限定した。 Ｂ群Ｖ、Ti、Nb： Ｂ群の各元素は炭窒化物形成元素であり、細粒
化、析出物あるいはフエライト相の再結晶抑制に
よる強化増加の効果があるが、各元素とも0.01％
未満ではその効果が十分ではないので、下限を
0.01％に限定した。また、過剰の添加は効果が飽
和しコストも上昇するのでＶ、Tiは0.20％以下、
Nbは0.10％以下に限定した。 なお、上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用し
てそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそ
れぞれの効果が相殺されることはない。 本発明は、上記の如く成分組成を限定した鋼を
下記の如く熱処理を限定管理することによつて延
性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板を低廉なコ
ストで製造できる。本発明は熱延、酸洗、冷延後
連続焼鈍される。熱延は通常の条件であるが高強
度を得るためには600℃以下の低温巻取が好まし
い。 次に、本発明における焼鈍条件の限定理由につ
いて説明する。焼鈍条件は本発明の最も重要な要
件であり、本発明における鋼板の熱処理サイクル
はオーステナイト単相での保持の第１工程、フエ
ライト・オーステナイト２層域での保持の第２工
程、急冷の第３工程の３段階に分けられる。 まず、第１工程としてはAc3変態点以上Ac3変
態点＋50℃以下の温度に３秒以上60秒以下の時間
保持することが必須である。これはオーステナイ
ト単相域に保持することによりMnの偏析に起因
するバンド状組成を消失させるためであり、従つ
て保持する温度はAc3変態点以上であることが必
要である。しかし、Ac3変態点＋50℃以上の高温
では粒の粗大化が進行し、鋼板表面性状の劣化が
起こるので上限をAc3変態点＋50℃とした。また
オーステナイト単相域に保持する時間はオーステ
ナイト逆変態が十分に進行するため３秒以上は必
要であり、一方60秒を越えて保持すると粒の粗大
化を招くので好ましくない。従つて第１工程は、
温度をAc3変態点以上Ac3変態点＋50℃以下、時
間は３秒以上、60秒以下に限定した。 第２工程は先に第１工程でオーステナイト単相
域で保持した後の鋼板を冷却してAr3変態点以
下、Ar1変態点以上のフエライト・オーステナイ
ト２相域で20秒以上の保持を行うのである。これ
はバンド組織の消失したオーステナイト中にフエ
ライトを出現させ、急冷後、フエライト・マルテ
ンサイト組織とするために行うものであり、20秒
未満の保持では変態の進行が十分でなく、時間の
下限を20秒とした。上限は時に限定しないが、長
くしても材質は改善されず生産能率も低下するの
で余分に長くする必要はない。また、温度はフエ
ライトが出現するAr3変態点以下とする必要があ
り、下限はAr1変態点未満では急冷後フエライ
ト・マルテンサイトから成る混合組織が得られず
好ましくないのでAr3変態点以下、Ar1変態点以
上に限定した。なお第１工程終了後第２工程への
冷却はどのような手段によつてもよいが、フエラ
イトの生成を促進するためには変態の駆動力を増
大する意味で大きな速度で冷却する方が望まし
い。 次に第３工程はフエライト・オーステナイト２
相域からの冷却であるが、この冷却は高強度と良
好な延性を得るため冷却速度が決定される。すな
わち、冷却速度が(1)、(2)式により求められる臨界
冷却速度CR（℃／sec）未満ではいわゆるフエラ
イト・パーライト組織となり高強度は得られな
い。逆に冷却速度がCR（℃／sec）以上であれば
１部にベルナイトを含むフエライト・マルテンサ
イト組織となり高強度と良好な延性が得られる。
急冷において600〜300℃の温度範囲の冷却速度を
限定したのは、フエライト・オーステナイト２相
域から冷却する場合、600℃以下の温度での冷却
速度が小さいとベイナイト変態や拡散型変態が起
こり、強度と延性のバランスがくずれ好ましくな
く、また、Ms点より十分に低い300℃以下まで急
冷しないとやはりベイナイト変態や拡散型変態が
起こり同様に強度と延性のバランスに対して好ま
しくないからである。 本発明は上記の如く、適切な合金成分の鋼板を
連続的に熱処理するにあたり、まずAC3変態点以
上の温度領域に加熱保持して、オーステナイト単
相とバンド組織を消失させ、その後Ar3変態点以
下Ar1変態点以上のフエライト・オーステナイト
２相域に保持し、次に急冷して最終的にバンド組
織のないフエライトとマルテンサイト（１部ベイ
ナイトを含む）から成る混合組織とし、曲げ加工
性が良好でかつ延性も良好な鋼板を製造すること
ができる。本発明の熱処理サイクルを第１図に模
式的に示したのが次の３段階となる。 ()…オーステナイト単相域保持（第１工程） ()…フエライト・オーステナイト２層域保持
（第２工程） ()…急冷（第３工程） 実施例 １ 第１表に示す組成の鋼を仕上圧延温度830〜870
℃、巻取温度500〜530℃にて熱延し、続いて冷延
にて1.2mm厚の冷延鋼板とし、第２図に示した４
種のヒートサイクルの熱処理を行つた。すなわち
Ａはフエライト単相域の焼鈍、Ｂはフエライト・
オーステナイト２相域の焼鈍、Ｃはオーステナイ
ト単相域の焼鈍であり、これらはいずれも比較例
である。これに対し、Ｄは本発明の条件を満足す
るヒートサイクルであり、オーステナイ
板の製造方法に係り、特に引張強度が60Kgｆ／mm2
以上の高張力鋼板の安定した製造方法に関する。 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
度が40Kgｆ／mm2以上の高張力鋼板などが多用され
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、高強度とともにすぐれた延性と曲げ加
工性が要求される。最近フエライトとマルテンサ
イトまたはベイナイトを主とする低温変態生成物
から成る混合組織鋼板が、このような要求を満た
す鋼板として多用されている。このような鋼板は
現在のところMnを多量に添加することがオース
テナイトの安定化ひいては低温変態生成物の形成
に不可欠であり、２％に近い量が添加されてい
る。 このような鋼板はフエライト・オーステナイト
２相域において主として連続焼鈍炉による短時間
の熱処理により延性の良好なフエライト・マルテ
ンサイトの混合組織鋼板が得られるが、曲げ加工
性は多量のMn添加に起因する強いバンド組織の
ため劣化し、更にそのバンド組織により局部変形
能は低下し、切欠感受性も増大するので用いられ
る部品によつてはこれらの欠点が大きな問題とな
つていた。 これらを解決するため、バンド組織が消失する
Ar3変態点以上の温度領域で熱処理する方法があ
り、確かに曲げ加工性、局部変形能、切欠感受性
に改善されるが、ベイナイト主体の組織となり延
性が顕著に劣化する。更にAc3変態点以上の温度
領域で熱処理する場合は引張特性が冷却速度の変
動で大きく変化し、安定した材料を得ることが困
難であつた。 本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、延性、曲げ加工性、局部延性にすぐれ切欠感
受性の低い高強度薄鋼板の安定した製造方法を提
供するにある。 本発明の上記の目的は次の２発明によつて達成
される。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて Ｃ：0.02％〜0.15％ Mn：0.2〜3.5％ Ｐ：0.01 〜0.15％ Al：0.10％以下 を含み残部がFeおよび不可避的不純物より成る
高強度薄鋼板の製造方法において、前記鋼板を
Ac3変態点以上Ac3変態点＋50℃以上の温度範囲
で３〜60秒間の均熱を施す工程と、前記均熱工程
後Ar3変態点以下Ar1変態点以上の温度範囲のフ
エライト・オーステナイト２相域まで冷却し該温
度範囲で20秒間以上保持する工程と、前記保持工
程終了後の冷却に際し600〜300℃の温度範囲にお
ける平均冷却速度を下記(1)式で算出された臨界冷
却速度CR（℃／sec）以上に冷却する工程と、を
有して成ることを特徴とする延性と曲げ加工性の
良好な高強度薄鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％）＋3.5P（
％）〕＋3.95……(1) 第２発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一のＣ、Mn、Ｐ、
Alの基本組成を有するほか、更に Si：0.1〜1.5％ Cr：0.1〜1.0％ Mo：0.1〜1.0％ Ｂ：５〜100ppm より成るＡ群、および Ｖ：0.01〜0.20％ Ti：0.01〜0.20％ Nb：0.01〜0.10％ より成るＢ群のうちより選ばれた１種または２種
以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よ
りなる高強度薄鋼板を第１発明と同様な方法で熱
処理するのであるが、冷却工程における平均冷却
速度は第１発明と異なり下記(2)式で算出された臨
界冷却速度CR（℃／sec）による製造方法である。 logCR（℃／sec）＝1.73〔Mn（％）＋0.26Si（％
）＋3.5P（％） ＋1.3Cr（％）＋2.67Mo（％）〕＋3.95……(2) ただしＢ添加の場合は(2)式の3.95を3.40に変更
する。 まず、本発明の高強度薄鋼板の成分限定理由に
ついて説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
り、0.02％未満でも基本的に本発明の目的とする
混合組織が得られるが、Ac1点が急激に上昇しα
→γ2相となる温度領域が狭くなり、その結果焼
鈍時の温度制御が非常に困難となるので下限を
0.02％とした。一方、0.15％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0.15％とし
た。 Mn： Mnは固溶体強化元素であると同時に混合組織
のため不可欠である。その下限は熱間脆性防止と
溶製上の観点から0.2％とした。一方Mnの増加と
ともに臨界冷却速度CRが減少し目的とする混合
組織が得やすくなるが、3.5％を越えるとスポツ
ト溶液性の劣化をもたらすので3.5％を上限とし
た。 Ｐ： Ｐは安価で固溶強化能の大きいフエライト形成
元素であり、添加量の増量に伴い臨界冷却速度
CRが減少するので好ましいが、0.01％未満では
その効果が不十分であり、また0.15％を越えると
スポツト溶接性を害するので、0.01〜0.15％の範
囲に限定した。 Al： 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表面性状が劣化し
熱間割れの危険性が高くなるので上限を0.10％に
限定した。 上記のＣ、Mn、Ｐ、Alの各限定量をもつて、
本発明の高強度鋼板の基本成分とするが、更にＡ
群のSi、Cr、Mo、Ｂの各元素、Ｂ群としてＶ、
Ti、Nbの各元素を下記の限定量において１種ま
たは２種以上を同時に含有する高強度鋼板におい
ても本発明の目的をより有効に達成できる。これ
らの限定理由は次の如くである。 Ａ群Si、Cr、Mo、Ｂ： Ａ群のこれらの元素は(2)式から明らかな如く、
いずれも混合組織形成に必要な臨界冷却速度を下
げると同時に低温変態生成物を増加し、その結果
強度増加の効果がある。その結果が発揮されるに
はSi、Cr、Moの各元素は0.1％以上、Ｂは5ppm
以上が必要であり、また過剰の添加は効果が飽和
しコストも上昇するので上限をSiは1.5％、Cr、
Moは1.0％、Ｂは100ppmに限定した。 Ｂ群Ｖ、Ti、Nb： Ｂ群の各元素は炭窒化物形成元素であり、細粒
化、析出物あるいはフエライト相の再結晶抑制に
よる強化増加の効果があるが、各元素とも0.01％
未満ではその効果が十分ではないので、下限を
0.01％に限定した。また、過剰の添加は効果が飽
和しコストも上昇するのでＶ、Tiは0.20％以下、
Nbは0.10％以下に限定した。 なお、上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用し
てそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそ
れぞれの効果が相殺されることはない。 本発明は、上記の如く成分組成を限定した鋼を
下記の如く熱処理を限定管理することによつて延
性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板を低廉なコ
ストで製造できる。本発明は熱延、酸洗、冷延後
連続焼鈍される。熱延は通常の条件であるが高強
度を得るためには600℃以下の低温巻取が好まし
い。 次に、本発明における焼鈍条件の限定理由につ
いて説明する。焼鈍条件は本発明の最も重要な要
件であり、本発明における鋼板の熱処理サイクル
はオーステナイト単相での保持の第１工程、フエ
ライト・オーステナイト２層域での保持の第２工
程、急冷の第３工程の３段階に分けられる。 まず、第１工程としてはAc3変態点以上Ac3変
態点＋50℃以下の温度に３秒以上60秒以下の時間
保持することが必須である。これはオーステナイ
ト単相域に保持することによりMnの偏析に起因
するバンド状組成を消失させるためであり、従つ
て保持する温度はAc3変態点以上であることが必
要である。しかし、Ac3変態点＋50℃以上の高温
では粒の粗大化が進行し、鋼板表面性状の劣化が
起こるので上限をAc3変態点＋50℃とした。また
オーステナイト単相域に保持する時間はオーステ
ナイト逆変態が十分に進行するため３秒以上は必
要であり、一方60秒を越えて保持すると粒の粗大
化を招くので好ましくない。従つて第１工程は、
温度をAc3変態点以上Ac3変態点＋50℃以下、時
間は３秒以上、60秒以下に限定した。 第２工程は先に第１工程でオーステナイト単相
域で保持した後の鋼板を冷却してAr3変態点以
下、Ar1変態点以上のフエライト・オーステナイ
ト２相域で20秒以上の保持を行うのである。これ
はバンド組織の消失したオーステナイト中にフエ
ライトを出現させ、急冷後、フエライト・マルテ
ンサイト組織とするために行うものであり、20秒
未満の保持では変態の進行が十分でなく、時間の
下限を20秒とした。上限は時に限定しないが、長
くしても材質は改善されず生産能率も低下するの
で余分に長くする必要はない。また、温度はフエ
ライトが出現するAr3変態点以下とする必要があ
り、下限はAr1変態点未満では急冷後フエライ
ト・マルテンサイトから成る混合組織が得られず
好ましくないのでAr3変態点以下、Ar1変態点以
上に限定した。なお第１工程終了後第２工程への
冷却はどのような手段によつてもよいが、フエラ
イトの生成を促進するためには変態の駆動力を増
大する意味で大きな速度で冷却する方が望まし
い。 次に第３工程はフエライト・オーステナイト２
相域からの冷却であるが、この冷却は高強度と良
好な延性を得るため冷却速度が決定される。すな
わち、冷却速度が(1)、(2)式により求められる臨界
冷却速度CR（℃／sec）未満ではいわゆるフエラ
イト・パーライト組織となり高強度は得られな
い。逆に冷却速度がCR（℃／sec）以上であれば
１部にベルナイトを含むフエライト・マルテンサ
イト組織となり高強度と良好な延性が得られる。
急冷において600〜300℃の温度範囲の冷却速度を
限定したのは、フエライト・オーステナイト２相
域から冷却する場合、600℃以下の温度での冷却
速度が小さいとベイナイト変態や拡散型変態が起
こり、強度と延性のバランスがくずれ好ましくな
く、また、Ms点より十分に低い300℃以下まで急
冷しないとやはりベイナイト変態や拡散型変態が
起こり同様に強度と延性のバランスに対して好ま
しくないからである。 本発明は上記の如く、適切な合金成分の鋼板を
連続的に熱処理するにあたり、まずAC3変態点以
上の温度領域に加熱保持して、オーステナイト単
相とバンド組織を消失させ、その後Ar3変態点以
下Ar1変態点以上のフエライト・オーステナイト
２相域に保持し、次に急冷して最終的にバンド組
織のないフエライトとマルテンサイト（１部ベイ
ナイトを含む）から成る混合組織とし、曲げ加工
性が良好でかつ延性も良好な鋼板を製造すること
ができる。本発明の熱処理サイクルを第１図に模
式的に示したのが次の３段階となる。 ()…オーステナイト単相域保持（第１工程） ()…フエライト・オーステナイト２層域保持
（第２工程） ()…急冷（第３工程） 実施例 １ 第１表に示す組成の鋼を仕上圧延温度830〜870
℃、巻取温度500〜530℃にて熱延し、続いて冷延
にて1.2mm厚の冷延鋼板とし、第２図に示した４
種のヒートサイクルの熱処理を行つた。すなわち
Ａはフエライト単相域の焼鈍、Ｂはフエライト・
オーステナイト２相域の焼鈍、Ｃはオーステナイ
ト単相域の焼鈍であり、これらはいずれも比較例
である。これに対し、Ｄは本発明の条件を満足す
るヒートサイクルであり、オーステナイ
【表】
ト単相域で30秒保持した後、２℃／secの速度で
冷却し、次いでフエライト・オーステナイト２相
域において30秒保持した後、30℃／secの速度で
冷却した。これらの熱処理鋼板の機械的性質を調
査しその結果を第２表に示した。なお、臨界曲げ
半径とは割れを生じない最小曲げ半径であり、切
欠引張伸びはJIS5号試験片に２mmＶノツチを機械
加工しGL＝50mmで行つた。第２表から本発明実
施例は延性にすぐれ曲げ性も良好で、かつ切欠引
張特性もすぐれていることがわかる。 実施例 ２ 第１表のNo.２鋼を実施例１と同一の方法で1.2
mm厚の冷延鋼板に圧延した。この鋼板をオーステ
ナイト単相域である900℃において30秒間保持し、
その後第２工程の保持温度Ｔを800、750、700、
650℃の４種類に変えてその温度まで５℃／secの
速度で冷却し、それぞれの保持温度Ｔにて200秒
間保持し、保持後室温まで40℃／secの速度で冷
却した。これらの鋼板の引張特性、曲げ性性を調
査し、第３図に示した。なお、900
冷却し、次いでフエライト・オーステナイト２相
域において30秒保持した後、30℃／secの速度で
冷却した。これらの熱処理鋼板の機械的性質を調
査しその結果を第２表に示した。なお、臨界曲げ
半径とは割れを生じない最小曲げ半径であり、切
欠引張伸びはJIS5号試験片に２mmＶノツチを機械
加工しGL＝50mmで行つた。第２表から本発明実
施例は延性にすぐれ曲げ性も良好で、かつ切欠引
張特性もすぐれていることがわかる。 実施例 ２ 第１表のNo.２鋼を実施例１と同一の方法で1.2
mm厚の冷延鋼板に圧延した。この鋼板をオーステ
ナイト単相域である900℃において30秒間保持し、
その後第２工程の保持温度Ｔを800、750、700、
650℃の４種類に変えてその温度まで５℃／secの
速度で冷却し、それぞれの保持温度Ｔにて200秒
間保持し、保持後室温まで40℃／secの速度で冷
却した。これらの鋼板の引張特性、曲げ性性を調
査し、第３図に示した。なお、900
【表】
℃にて30秒間保持後、直ちに40℃／secの速度で
冷却した鋼板についても比較のため調査し、その
結果を第３図に◎印で示した。第３図において、
第２工程の保持温度Ｔはフエライト・オーステナ
イト２相域である700、750℃に保持したものが伸
び、曲げ性がともにすぐれていることがわかる。 実施例 ３ 第３表に示す組成の鋼を実施例１と同一の方法
で冷延鋼板とし、この鋼板を第２図に示した(C)お
冷却した鋼板についても比較のため調査し、その
結果を第３図に◎印で示した。第３図において、
第２工程の保持温度Ｔはフエライト・オーステナ
イト２相域である700、750℃に保持したものが伸
び、曲げ性がともにすぐれていることがわかる。 実施例 ３ 第３表に示す組成の鋼を実施例１と同一の方法
で冷延鋼板とし、この鋼板を第２図に示した(C)お
【表】
よび(D)の２種類のヒートサイクルで焼鈍を行い、
それらの焼鈍鋼板の引張特性、曲げ特性を調査
し、その結果を第４表に示した。第４表から本発
明の熱処理である(D)のヒートサイクルを施したも
のは、
それらの焼鈍鋼板の引張特性、曲げ特性を調査
し、その結果を第４表に示した。第４表から本発
明の熱処理である(D)のヒートサイクルを施したも
のは、
【表】
いずれも引張強さを劣化させることなく伸びが大
きく同時に曲げ性も改善できることがわかる。 本発明は上記の多くの実施例からも明らかな如
く、鋼板の合金成分を限定し、熱延、冷延後の連
続焼鈍において、Ac3変態点以上に３〜60秒間加
熱保持し、その後Ar3変態点以下Ar1変態点以上
に20秒以上保持し、その冷却に際し、600〜300℃
の温度範囲の冷却速度を限定して急冷し、最終的
にバンド組織のないフエライトとマルテンサイト
から成る混合組織とすることにより、曲げ加工性
が良好でかつ延性もすぐれた高強度薄鋼板を製造
することができた。
きく同時に曲げ性も改善できることがわかる。 本発明は上記の多くの実施例からも明らかな如
く、鋼板の合金成分を限定し、熱延、冷延後の連
続焼鈍において、Ac3変態点以上に３〜60秒間加
熱保持し、その後Ar3変態点以下Ar1変態点以上
に20秒以上保持し、その冷却に際し、600〜300℃
の温度範囲の冷却速度を限定して急冷し、最終的
にバンド組織のないフエライトとマルテンサイト
から成る混合組織とすることにより、曲げ加工性
が良好でかつ延性もすぐれた高強度薄鋼板を製造
することができた。
第１図は本発明の熱処理を示したヒートサイク
ル図、第２図は各種の熱処理を示したヒートサイ
クル図、第３図は第２工程の保持温度が引張特
性、曲げ特性におよぼす影響を示す線図である。
ル図、第２図は各種の熱処理を示したヒートサイ
クル図、第３図は第２工程の保持温度が引張特
性、曲げ特性におよぼす影響を示す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて Ｃ：0.02〜0.15％ Mn：0.2〜3.5％ Ｐ：0.01〜0.15％ Al：0.10％以下 を含み残部がFeおよび不可避的不純物より成る
高強度薄鋼板の製造方法において、前記鋼板を
Ac3変態点以上Ac3変態点＋50℃以下の温度範囲
で３〜60秒間の均熱を施す工程と、前記均熱工程
後Ar3変態点以下Ar1変態点以上の温度範囲のフ
エライト・オーステナイト２相域まで冷却し該温
度範囲で20秒間以上保持する工程と、前記保持工
程終了後の冷却に際し600〜300℃の温度範囲にお
ける平均冷却速度を下記(1)式で算出された臨界冷
却速度CR（℃／sec）以上にて冷却する工程と、
を有して成ることを特徴とする延性と曲げ加工性
の良好な高強度薄鋼板の製造方法。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％）＋3.5P（
％）〕＋3.95……(1) ２ 重量比にて Ｃ：0.02％〜0.15％ Mn：0.2〜3.5％ Ｐ：0.01 〜0.15％ Al：0.10％以下 を基本成分とし、更に Si：0.1〜1.5％ Cr：0.1〜1.0％ Mo：0.1〜1.0％ Ｂ：5 〜100ppm より成るＡ群および Ｖ：0.01〜0.20％ Ti：0.01〜0.20％ Nb：0.01〜0.10％ より成るＢ群のうちより選ばれた１種または２種
以上を含み残部がFeおよび不可避的不純物より
成る高強度薄鋼板の製造方法において、前記鋼板
をAc3変態点以上Ac3変態点＋50℃以下の温度範
囲で３〜60秒間の均熱を施す工程と、前記均熱工
程後Ar3変態点以下Ar1変態点以上の温度範囲の
フエライト・オーステナイト２相域まで冷却し該
温度範囲で20秒間以上保持する工程と、前記保持
工程終了後の冷却に際し600〜300℃の温度範囲に
おける平均冷却速度を下記(2)式で算出された臨界
冷却速度CR（℃／sec）以上にて冷却する工程と、
を有して成ることをを特徴とする延性と曲げ加工
性の良好な高強度薄鋼板の製造方法。 logCR（℃／sec）＝−17.3〔Mn（％）＋0.26Si（
％）＋3.5P（％） ＋1.3Cr（％）＋2.67Mo（％）〕＋3.95……(2) ただし、Ｂ添加の場合は(2)式の3.95を3.40に変
更する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20879783A JPS60100630A (ja) | 1983-11-07 | 1983-11-07 | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20879783A JPS60100630A (ja) | 1983-11-07 | 1983-11-07 | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60100630A JPS60100630A (ja) | 1985-06-04 |
| JPH0321608B2 true JPH0321608B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=16562273
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20879783A Granted JPS60100630A (ja) | 1983-11-07 | 1983-11-07 | 延性と曲げ加工性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60100630A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BE1015018A3 (fr) * | 2002-07-02 | 2004-08-03 | Ct Rech Metallurgiques Asbl | Procede pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminee a froid, procede de fabrication d'une bande d'acier adaptee au fromage et bande d'acier ainsi obtenue. |
| US8257513B2 (en) | 2007-08-01 | 2012-09-04 | Kobe Steel, Ltd. | High strength steel sheet excellent in bending workability and fatigue strength |
| JP5379494B2 (ja) * | 2009-01-07 | 2013-12-25 | 株式会社神戸製鋼所 | コイル内での強度ばらつきの小さい高強度冷延鋼板コイルおよびその製造方法 |
-
1983
- 1983-11-07 JP JP20879783A patent/JPS60100630A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60100630A (ja) | 1985-06-04 |
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