JPH0564215B2 - - Google Patents
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- JPH0564215B2 JPH0564215B2 JP60055998A JP5599885A JPH0564215B2 JP H0564215 B2 JPH0564215 B2 JP H0564215B2 JP 60055998 A JP60055998 A JP 60055998A JP 5599885 A JP5599885 A JP 5599885A JP H0564215 B2 JPH0564215 B2 JP H0564215B2
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- elongation
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
に係り、とくに引張強度80Kgｆ／mm2程度以上で、
高度の延性を併せ持つ高強度鋼板の製造方法に関
するものである。 （従来技術および問題点） 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。このような公知の鋼板については、たとえば
特公昭58−57492号公報にみられるごとく、ルー
フ、フエンダー、ドアなど外板向けとして強度：
35〜45Kgｆ／mm2、伸び40％程度の熱延鋼板が、
また特開昭58−11734号公報にみられるごとく、
ホイール、メンバー類など強度部材として強度：
50〜60Kgｆ／mm2、伸び30％程度の熱延鋼板が重
用されている。さらに強度50Kgｆ／mm2以上でとく
に伸びの良いものを要する用途には、日本特許第
1073451号等で提案されている、フエライト・マ
ルテンサイト２相鋼（Dual Phdse鋼：DP鋼）を
用いる場合もある。この鋼は一軸引張の際、強度
のわりに低い降伏点を有すること、すなわち降伏
比（YP／TS）が0.5前後かそれ以下であること、
また降伏伸びが無いことなどの特性を有し、専ら
50〜80Kgｆ／mm2程度の強度レベルで固溶強化型や
析出強化型の鋼板よりすぐれた延性を示すものと
してよく知られているが、この種の鋼とても強度
80Kgｆ／mm2ではせいぜい伸び15％止りである。 ところで、最近になつてユーザーからはドアガ
ードバー、バンパーなどで強度80Kgｆ／mm2以上、
伸び20％以上という、上述の従来鋼の感覚からす
れば、きわめて厳しい要求例も見られるようにな
り、素材メーカーとしても従来の常識から脱した
抜本的な対策を講ずる必要に迫られている。 このような高強度・高延性の得られる唯一の例
として残留オーステナイトによる変態誘起超塑性
（Transformation Induced plasticity：TRIP）
を利用した鋼を挙げることができる。これはもと
もとZackayがTrans.AsM，60（1967），252頁に
おいて提示したもので、この場合多量のNiやCr
を含有し、複雑な工程を要するため実用的とは言
い難く、単に学問上興味の対象となり得たに過ぎ
なかつた。その後特公昭58−42246号記載の方法
が提案され、これは低合金系であり工程も比較的
単純なため、実用化の範囲に近ずいたと言える
が、成品の組織が残留オーステナイト＋ベーナイ
トあるいはマルテンサイトであるためプレス成形
（一次加工）後の靱性に難点があり、したがつて
耐衝撃特性（二次加工性）を必要とするドアガイ
ドバーやバンパーなどの強度部材として、現実の
使用に耐え得るものとはならなかつた。 （問題点を解決するための手段） 上記の実情をふまえて本発明者らは種々の検討
を行なつた結果、プレス成形品の耐衝撃特性は、
成形前素材の一軸引張試験における最高荷重点以
降破断に至るまでの伸び、つまり局部伸びと密接
に関係し、局部伸びが大となれば、衝撃吸収エネ
ルギーが増し、良好な耐衝撃特性が得られること
を見出した。TRIP効果は本来均一伸び（最高荷
重点に至るまでの伸び）を向上させるが、局部伸
びには寄与しない。局部伸びを向上させるには、
延靱性に富んだ固溶Ｃの少ない清浄かつ細粒フエ
ライト相の存在を必要とする。本発明者らは
TRIP効果をもたらす残留オーステナイト相と延
靱性のすぐれたフエライト相とを共存させるため
成分的にはＣ，Si，Mnと共にAIの適正添加、工
程的には焼鈍後の冷却速度、時効保持条件、その
後の冷却速度の適正化が不可欠であることを知見
した。 即ち、本発明者らは10％以上の残留オーステナ
イト相にもとづく変態誘起塑性により均一伸び
（一軸引張における最高荷重点に達するまでの伸
び）の向上と、細粒化したフエライト相による局
部伸び増あるいは衝撃特性向上および残部ベーナ
イト相あるいはマルテンサイト相による強度確保
の複合効果を合せて利用することによつて高強
度，高延性かつ良好な二次加工性が得られること
を見出したものである。さらに、このような組織
を得るための手段としては、既存の連続焼鈍設備
もしくは熱処理設備を利用し、製造条件のみを特
定のものに設定することによつて容易に製造でき
ることも知見した。 （発明の構成・作用） 本発明は以上のような知見にもとづいてなされ
たものであつて、その要旨は重量％でＣ：0.12〜
0.70％，Si：0.4〜1.8％，Mn：0.2〜2.5％， sol.
A：0.01〜0.07％，Total Ｎ：0.02％以下を含
み残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼板を
昇温速度１〜100℃／秒でAc3温度以上に加熱し、
３分以下の焼鈍ののち、350〜500℃の温度域まで
冷却速度１〜200℃／秒で冷却し該温度域で30秒
〜10分時効処理し、さらに少くとも150〜250℃の
温度域までは冷却速度50℃／秒以下で冷却し、そ
の後は任意の手段により室温まで冷却することを
特徴とする、残留オーステナイト相：10％以上、
フエライト相：１％超、70％以下、残部マルテン
サイト相とベーナイト相からなる延性のすぐれた
高強度鋼板の製造方法にある。 以下本発明を詳細に説明する。 まずＣの下限を0.12％としたのは、Ｃをこれ未
満とすると残留オーステナイト相が少くなるた
め、均一伸び向上効果が小さくなるからで、一方
Ｃの上限を0.70％としたのは、これを超えると、
たとえ組織中に或程度のフエライト相を有しても
なお２次加工性の低下は救い難く、然も溶接性の
劣化も甚しく現実の使用に耐えないものとなるか
らである。なお強度80Kgｆ／mm2クラス以上で一次
加工性、二次加工性および溶接性を有効にバラン
スさせるには、Ｃ量を0.20〜0.40％とすることが
望ましい。 Siの下限を0.4％としたのもＣと同様残留オー
ステナイト量が少なくなり、均一伸び向上効果が
得難くなるからである。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に近づきフエ
ライト相自体も硬質化し、二次加工における脆化
を招くだけで実質上のメリツトは得られないから
である。 Mnの下限を0.2％としたのは、熱延工程におけ
る熱間脆性防止のため最低限これだけのMnを必
要とするからである。またＣ，Si同様Mnも残留
オーステナイトを増す元素と言えるが、Ｃ，Siを
上述の範囲に限定する場合、2.5％を超えてもオ
ーステナイト安定化の効果はほとんど変らずむし
ろフエライト相の脆化を招くので上限を2.5％と
する。 sol.Alについては脱酸元素として、またAINに
よる最終的に細粒フエライト相を得るために0.01
〜0.07％の添加を必要とする。0.01％未満では細
粒化効果が無く、0.07％を超えると逆に介在物に
よる局部伸び低下を招き、したがつて靱性劣化を
生じる。 Total Ｎについては、Ms点を下げ残留オース
テナイトを増す意味もしくは上記AINによる材
質向上の意味で0.02％以下を必要とするが、0.02
％を超えても効果にとくに変りはないので0.02％
以下とする。 以上が本発明の対象とする鋼の基本成分である
が、この他Ｐ：0.1％以下，Ni：３％以下，Cu：
0.5％以下，Cr：１％以下，Ti，Nb，Ｖ，Moを
それぞれ0.5％以下Ｂ：20PPM以下添加すること
は、いずれもオーステナイトの安定化に大なり小
なり寄与し、残留オーステナイト量を増加させる
ので、材質的にはむしろ望ましいことである。 このような成分上の制約はつぎに述べる工程上
の制約と密接に関係していることは言うまでもな
い。以下に工程上の限定理由を詳述する。 本発明で用いる素材は通常の熱延工程を経て製
造された熱延鋼板である。これらは酸洗され、冷
延され、もしくはそのまま直接以下に述べる熱履
歴を経ることにより、所期の目的が達成される。 まず、鋼板は１〜100℃／秒の昇温速度でAc3
温度以上に加熱される。昇温速度が100℃／秒を
超えると、部分的に未再結晶の状態でAc3以上に
到達するため、最終的に材質のばらつきが大き
い。一方１℃／秒未満の昇温速度では時間がかか
り過ぎ、生産能率に影響する。したがつて昇温速
度は１〜100℃／秒と限定する。材質のばらつき
を避け最も効率良く昇温するには、Ac1温度に至
るまでを10℃／秒以上、Ac1温度以上を１〜30
℃／秒とすることが望ましい。 焼鈍温度をAc3以上とするのは、ひきつづく冷
却工程と併せてフエライト相の微細再析出をはか
るもので、二次加工性向上に一層有効となる。焼
鈍温度はAc3未満であると、フエライト相の大き
い混粒組織となり、これも材質ばらつきの原因と
なる。Ac3温度以上での焼鈍時間についてはごく
短時間で十分であり、３分を超えて保持すること
は成分均質化を招き、残留オーステナイトを得る
意味で有害となるので３分以下とする。最も望ま
しいのは、Ac3点以上で40秒以下の焼鈍にとどめ
ることである。 つぎに本発明で制約した成分の場合、Ac3温度
以上から350〜500℃の温度域まで１〜200℃／秒
の冷却速度で冷却する必要がある。これは冷却途
中で部分的にフエライト相を析出させ、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200℃／秒を超えるとフエライト相は
殆んど析出せず、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。 またAc3温度以上から600〜700℃の温度域に至
るまでを１〜30℃／秒、その温度域以下350〜500
℃の温度域に至るまでを30〜200℃／秒で冷却す
るという２段の冷却法も、オーステナイトを安定
化する点で望ましい方法である。 350〜500℃で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℃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、500℃
を超す温度ではパーライトを生ずるため所期の伸
びが得られない。したがつて時効処理温度の下限
を350℃、上限を500℃とする。時効処理時間につ
いては、30秒未満ではベーナイト生成不十分でオ
ーステナイトが安定化せず、また10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ずる
ので、30秒〜10分に限定する。材質と生産性を考
慮した最滴時間は１〜２分である。 なお、以上の説明から明らかなように350〜500
℃の温度域内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、該温度域で経る時間が30秒〜10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、少くとも150〜250℃の温度域ま
で50℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要があ
る。これは、オーステナイトを更に安定化すると
同時にフエライト相の清浄化が一層進み均一伸
び、局部伸び共更に向上するからである。50℃／
秒を超える冷却では、上記の効果は得られない。
この後は室温まで冷却すればよく、その際、冷却
手段、冷却速度等については、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、残留オーステ
ナイトの効果を保存するために、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１
〜50％のフエライト相と10％以上の残留オーステ
ナイト相を含む複合組織を有するものとなる。フ
エライト相が１％以下では、局部伸びが小さく、
70％程度を超えると、残留オーステナイトおよび
ベーナイト、マルテンサイト各相のバランスがく
ずれて所期の強度や伸び、あるいは強度−延性バ
ランスが得られない。残留オーステナイト相が10
％未満であると、均一伸び、したがつて全伸びも
低下する。 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。 （実施例） 第１表に成分を示す熱延鋼板（3.2mm厚）を酸
洗、冷延し、1.4mm厚としたものを用いて、第２
表記載の条件で種々の供試材を作成した。なお、
形状矯正のため1.0％のスキンパスを施している。
これからJIS13号Ｂ引張試験片を採取し（Ｌ方向）
引張速度10mm／minで引張し、強度、全伸びおよ
び局部伸びを調べた。ここで全伸びの値はプレス
成形、曲げ成形など成形性の評価尺度として、局
部伸びの値については、これが小さいと成形後の
材料が脆くなり、衝撃特性不良となることから、
成形品の二次加工性の評価尺度としたものであ
る。 第３表に見られるように本発明例である試料No.
１〜10のものは、いずれも80Kgｆ／mm2クラス以上
の強度を有し、全伸び30％以上、局部伸び５％以
上と極めて満足すべきものとなつていることが明
らかである。これに対し、比較例の試料No.11〜26
は強度或は全伸びもしくは局部伸びのいずれかが
不十分であるため本発明の目的を達成することが
できない。 （発明の効果） 以上の実施例からも明らかなごとき本発明によ
れば、80Kgｆ／mm2クラス以上の引張強度を有する
上に高度の延性，２次加工性も併せ持つ鋼板の提
供が可能となり、産業上の効果は極めて顕著であ
る。
に係り、とくに引張強度80Kgｆ／mm2程度以上で、
高度の延性を併せ持つ高強度鋼板の製造方法に関
するものである。 （従来技術および問題点） 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。このような公知の鋼板については、たとえば
特公昭58−57492号公報にみられるごとく、ルー
フ、フエンダー、ドアなど外板向けとして強度：
35〜45Kgｆ／mm2、伸び40％程度の熱延鋼板が、
また特開昭58−11734号公報にみられるごとく、
ホイール、メンバー類など強度部材として強度：
50〜60Kgｆ／mm2、伸び30％程度の熱延鋼板が重
用されている。さらに強度50Kgｆ／mm2以上でとく
に伸びの良いものを要する用途には、日本特許第
1073451号等で提案されている、フエライト・マ
ルテンサイト２相鋼（Dual Phdse鋼：DP鋼）を
用いる場合もある。この鋼は一軸引張の際、強度
のわりに低い降伏点を有すること、すなわち降伏
比（YP／TS）が0.5前後かそれ以下であること、
また降伏伸びが無いことなどの特性を有し、専ら
50〜80Kgｆ／mm2程度の強度レベルで固溶強化型や
析出強化型の鋼板よりすぐれた延性を示すものと
してよく知られているが、この種の鋼とても強度
80Kgｆ／mm2ではせいぜい伸び15％止りである。 ところで、最近になつてユーザーからはドアガ
ードバー、バンパーなどで強度80Kgｆ／mm2以上、
伸び20％以上という、上述の従来鋼の感覚からす
れば、きわめて厳しい要求例も見られるようにな
り、素材メーカーとしても従来の常識から脱した
抜本的な対策を講ずる必要に迫られている。 このような高強度・高延性の得られる唯一の例
として残留オーステナイトによる変態誘起超塑性
（Transformation Induced plasticity：TRIP）
を利用した鋼を挙げることができる。これはもと
もとZackayがTrans.AsM，60（1967），252頁に
おいて提示したもので、この場合多量のNiやCr
を含有し、複雑な工程を要するため実用的とは言
い難く、単に学問上興味の対象となり得たに過ぎ
なかつた。その後特公昭58−42246号記載の方法
が提案され、これは低合金系であり工程も比較的
単純なため、実用化の範囲に近ずいたと言える
が、成品の組織が残留オーステナイト＋ベーナイ
トあるいはマルテンサイトであるためプレス成形
（一次加工）後の靱性に難点があり、したがつて
耐衝撃特性（二次加工性）を必要とするドアガイ
ドバーやバンパーなどの強度部材として、現実の
使用に耐え得るものとはならなかつた。 （問題点を解決するための手段） 上記の実情をふまえて本発明者らは種々の検討
を行なつた結果、プレス成形品の耐衝撃特性は、
成形前素材の一軸引張試験における最高荷重点以
降破断に至るまでの伸び、つまり局部伸びと密接
に関係し、局部伸びが大となれば、衝撃吸収エネ
ルギーが増し、良好な耐衝撃特性が得られること
を見出した。TRIP効果は本来均一伸び（最高荷
重点に至るまでの伸び）を向上させるが、局部伸
びには寄与しない。局部伸びを向上させるには、
延靱性に富んだ固溶Ｃの少ない清浄かつ細粒フエ
ライト相の存在を必要とする。本発明者らは
TRIP効果をもたらす残留オーステナイト相と延
靱性のすぐれたフエライト相とを共存させるため
成分的にはＣ，Si，Mnと共にAIの適正添加、工
程的には焼鈍後の冷却速度、時効保持条件、その
後の冷却速度の適正化が不可欠であることを知見
した。 即ち、本発明者らは10％以上の残留オーステナ
イト相にもとづく変態誘起塑性により均一伸び
（一軸引張における最高荷重点に達するまでの伸
び）の向上と、細粒化したフエライト相による局
部伸び増あるいは衝撃特性向上および残部ベーナ
イト相あるいはマルテンサイト相による強度確保
の複合効果を合せて利用することによつて高強
度，高延性かつ良好な二次加工性が得られること
を見出したものである。さらに、このような組織
を得るための手段としては、既存の連続焼鈍設備
もしくは熱処理設備を利用し、製造条件のみを特
定のものに設定することによつて容易に製造でき
ることも知見した。 （発明の構成・作用） 本発明は以上のような知見にもとづいてなされ
たものであつて、その要旨は重量％でＣ：0.12〜
0.70％，Si：0.4〜1.8％，Mn：0.2〜2.5％， sol.
A：0.01〜0.07％，Total Ｎ：0.02％以下を含
み残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼板を
昇温速度１〜100℃／秒でAc3温度以上に加熱し、
３分以下の焼鈍ののち、350〜500℃の温度域まで
冷却速度１〜200℃／秒で冷却し該温度域で30秒
〜10分時効処理し、さらに少くとも150〜250℃の
温度域までは冷却速度50℃／秒以下で冷却し、そ
の後は任意の手段により室温まで冷却することを
特徴とする、残留オーステナイト相：10％以上、
フエライト相：１％超、70％以下、残部マルテン
サイト相とベーナイト相からなる延性のすぐれた
高強度鋼板の製造方法にある。 以下本発明を詳細に説明する。 まずＣの下限を0.12％としたのは、Ｃをこれ未
満とすると残留オーステナイト相が少くなるた
め、均一伸び向上効果が小さくなるからで、一方
Ｃの上限を0.70％としたのは、これを超えると、
たとえ組織中に或程度のフエライト相を有しても
なお２次加工性の低下は救い難く、然も溶接性の
劣化も甚しく現実の使用に耐えないものとなるか
らである。なお強度80Kgｆ／mm2クラス以上で一次
加工性、二次加工性および溶接性を有効にバラン
スさせるには、Ｃ量を0.20〜0.40％とすることが
望ましい。 Siの下限を0.4％としたのもＣと同様残留オー
ステナイト量が少なくなり、均一伸び向上効果が
得難くなるからである。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に近づきフエ
ライト相自体も硬質化し、二次加工における脆化
を招くだけで実質上のメリツトは得られないから
である。 Mnの下限を0.2％としたのは、熱延工程におけ
る熱間脆性防止のため最低限これだけのMnを必
要とするからである。またＣ，Si同様Mnも残留
オーステナイトを増す元素と言えるが、Ｃ，Siを
上述の範囲に限定する場合、2.5％を超えてもオ
ーステナイト安定化の効果はほとんど変らずむし
ろフエライト相の脆化を招くので上限を2.5％と
する。 sol.Alについては脱酸元素として、またAINに
よる最終的に細粒フエライト相を得るために0.01
〜0.07％の添加を必要とする。0.01％未満では細
粒化効果が無く、0.07％を超えると逆に介在物に
よる局部伸び低下を招き、したがつて靱性劣化を
生じる。 Total Ｎについては、Ms点を下げ残留オース
テナイトを増す意味もしくは上記AINによる材
質向上の意味で0.02％以下を必要とするが、0.02
％を超えても効果にとくに変りはないので0.02％
以下とする。 以上が本発明の対象とする鋼の基本成分である
が、この他Ｐ：0.1％以下，Ni：３％以下，Cu：
0.5％以下，Cr：１％以下，Ti，Nb，Ｖ，Moを
それぞれ0.5％以下Ｂ：20PPM以下添加すること
は、いずれもオーステナイトの安定化に大なり小
なり寄与し、残留オーステナイト量を増加させる
ので、材質的にはむしろ望ましいことである。 このような成分上の制約はつぎに述べる工程上
の制約と密接に関係していることは言うまでもな
い。以下に工程上の限定理由を詳述する。 本発明で用いる素材は通常の熱延工程を経て製
造された熱延鋼板である。これらは酸洗され、冷
延され、もしくはそのまま直接以下に述べる熱履
歴を経ることにより、所期の目的が達成される。 まず、鋼板は１〜100℃／秒の昇温速度でAc3
温度以上に加熱される。昇温速度が100℃／秒を
超えると、部分的に未再結晶の状態でAc3以上に
到達するため、最終的に材質のばらつきが大き
い。一方１℃／秒未満の昇温速度では時間がかか
り過ぎ、生産能率に影響する。したがつて昇温速
度は１〜100℃／秒と限定する。材質のばらつき
を避け最も効率良く昇温するには、Ac1温度に至
るまでを10℃／秒以上、Ac1温度以上を１〜30
℃／秒とすることが望ましい。 焼鈍温度をAc3以上とするのは、ひきつづく冷
却工程と併せてフエライト相の微細再析出をはか
るもので、二次加工性向上に一層有効となる。焼
鈍温度はAc3未満であると、フエライト相の大き
い混粒組織となり、これも材質ばらつきの原因と
なる。Ac3温度以上での焼鈍時間についてはごく
短時間で十分であり、３分を超えて保持すること
は成分均質化を招き、残留オーステナイトを得る
意味で有害となるので３分以下とする。最も望ま
しいのは、Ac3点以上で40秒以下の焼鈍にとどめ
ることである。 つぎに本発明で制約した成分の場合、Ac3温度
以上から350〜500℃の温度域まで１〜200℃／秒
の冷却速度で冷却する必要がある。これは冷却途
中で部分的にフエライト相を析出させ、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200℃／秒を超えるとフエライト相は
殆んど析出せず、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。 またAc3温度以上から600〜700℃の温度域に至
るまでを１〜30℃／秒、その温度域以下350〜500
℃の温度域に至るまでを30〜200℃／秒で冷却す
るという２段の冷却法も、オーステナイトを安定
化する点で望ましい方法である。 350〜500℃で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℃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、500℃
を超す温度ではパーライトを生ずるため所期の伸
びが得られない。したがつて時効処理温度の下限
を350℃、上限を500℃とする。時効処理時間につ
いては、30秒未満ではベーナイト生成不十分でオ
ーステナイトが安定化せず、また10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ずる
ので、30秒〜10分に限定する。材質と生産性を考
慮した最滴時間は１〜２分である。 なお、以上の説明から明らかなように350〜500
℃の温度域内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、該温度域で経る時間が30秒〜10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、少くとも150〜250℃の温度域ま
で50℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要があ
る。これは、オーステナイトを更に安定化すると
同時にフエライト相の清浄化が一層進み均一伸
び、局部伸び共更に向上するからである。50℃／
秒を超える冷却では、上記の効果は得られない。
この後は室温まで冷却すればよく、その際、冷却
手段、冷却速度等については、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、残留オーステ
ナイトの効果を保存するために、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１
〜50％のフエライト相と10％以上の残留オーステ
ナイト相を含む複合組織を有するものとなる。フ
エライト相が１％以下では、局部伸びが小さく、
70％程度を超えると、残留オーステナイトおよび
ベーナイト、マルテンサイト各相のバランスがく
ずれて所期の強度や伸び、あるいは強度−延性バ
ランスが得られない。残留オーステナイト相が10
％未満であると、均一伸び、したがつて全伸びも
低下する。 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。 （実施例） 第１表に成分を示す熱延鋼板（3.2mm厚）を酸
洗、冷延し、1.4mm厚としたものを用いて、第２
表記載の条件で種々の供試材を作成した。なお、
形状矯正のため1.0％のスキンパスを施している。
これからJIS13号Ｂ引張試験片を採取し（Ｌ方向）
引張速度10mm／minで引張し、強度、全伸びおよ
び局部伸びを調べた。ここで全伸びの値はプレス
成形、曲げ成形など成形性の評価尺度として、局
部伸びの値については、これが小さいと成形後の
材料が脆くなり、衝撃特性不良となることから、
成形品の二次加工性の評価尺度としたものであ
る。 第３表に見られるように本発明例である試料No.
１〜10のものは、いずれも80Kgｆ／mm2クラス以上
の強度を有し、全伸び30％以上、局部伸び５％以
上と極めて満足すべきものとなつていることが明
らかである。これに対し、比較例の試料No.11〜26
は強度或は全伸びもしくは局部伸びのいずれかが
不十分であるため本発明の目的を達成することが
できない。 （発明の効果） 以上の実施例からも明らかなごとき本発明によ
れば、80Kgｆ／mm2クラス以上の引張強度を有する
上に高度の延性，２次加工性も併せ持つ鋼板の提
供が可能となり、産業上の効果は極めて顕著であ
る。
【表】
【表】
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ：0.12〜0.70％ Si：0.4〜1.8％ Mn：0.2〜2.5％ sol.A：0.01〜0.07％ Total Ｎ：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
板を昇温速度１〜100℃／秒でAc3温度以上に加
熱し、３分以下の焼鈍ののち、350〜500℃の温度
域まで冷却速度１〜200℃／秒で冷却し、該温度
域で30秒〜10分時効処理し、さらに少なくとも
150〜250℃の温度域までは冷却速度50℃／秒以下
で冷却し、その後は任意の手段により室温まで冷
却することを特徴とする、残留オーステナイト
相：10％以上、フエライト相：１％超、70％以
下、残部マルテンサイト相とベーナイト相からな
る延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5599885A JPS61217529A (ja) | 1985-03-22 | 1985-03-22 | 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5599885A JPS61217529A (ja) | 1985-03-22 | 1985-03-22 | 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61217529A JPS61217529A (ja) | 1986-09-27 |
| JPH0564215B2 true JPH0564215B2 (ja) | 1993-09-14 |
Family
ID=13014747
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5599885A Granted JPS61217529A (ja) | 1985-03-22 | 1985-03-22 | 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
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|---|---|
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Cited By (1)
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-
1985
- 1985-03-22 JP JP5599885A patent/JPS61217529A/ja active Granted
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