JPH0735537B2 - 高延性高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
高延性高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0735537B2 JPH0735537B2 JP63190330A JP19033088A JPH0735537B2 JP H0735537 B2 JPH0735537 B2 JP H0735537B2 JP 63190330 A JP63190330 A JP 63190330A JP 19033088 A JP19033088 A JP 19033088A JP H0735537 B2 JPH0735537 B2 JP H0735537B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は高延性高強度熱延鋼板の製造に係り、特に自動
車用ホイールディスク、バンパなどのプレス成形に適し
た引張強さ70kgf/mm2以上の熱延鋼板の製造方法に関す
るものである。
車用ホイールディスク、バンパなどのプレス成形に適し
た引張強さ70kgf/mm2以上の熱延鋼板の製造方法に関す
るものである。
（従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車の燃費節減の観点から部材の高強度化によ
る薄肉化が検討されており、ホイールディスクでは引張
強さ60〜70kgf/mm2級の熱延鋼板が現在実用に供されて
いる。しかし、このような部材の高強度化はプレス成形
性の劣化を伴うため、プレス技術面においてもかなりの
努力が払われているが、最近、更に高強度の鋼板の要求
が高まってきており、高強度熱延鋼板の延性改善が大き
な問題となっている。
る薄肉化が検討されており、ホイールディスクでは引張
強さ60〜70kgf/mm2級の熱延鋼板が現在実用に供されて
いる。しかし、このような部材の高強度化はプレス成形
性の劣化を伴うため、プレス技術面においてもかなりの
努力が払われているが、最近、更に高強度の鋼板の要求
が高まってきており、高強度熱延鋼板の延性改善が大き
な問題となっている。
現在使用されている60〜70kgf/mm2級熱延鋼板は、強化
機構として、Si、Mn、Crなどの固溶強化、Nb、Tiなどの
炭窒化物の微細析出を利用した析出強化、ベイナイトな
どの変態組織による強化の複合によって強度設計されて
いる。一方、延性或いはプレス成形性の改善の観点から
はREM、Ca添加などによる非金属介在物の形状制御、Ｃ
量を0.10％以下とすることによるパーライト量の低減、
フェライト・マルテンサイト組織とすることによる鋼の
加工硬化指数の向上などの方策が採られているが、70kg
f/mm2を越える高強度鋼板の延性改善については、これ
ら方策のみでは必ずしも十分でない。
機構として、Si、Mn、Crなどの固溶強化、Nb、Tiなどの
炭窒化物の微細析出を利用した析出強化、ベイナイトな
どの変態組織による強化の複合によって強度設計されて
いる。一方、延性或いはプレス成形性の改善の観点から
はREM、Ca添加などによる非金属介在物の形状制御、Ｃ
量を0.10％以下とすることによるパーライト量の低減、
フェライト・マルテンサイト組織とすることによる鋼の
加工硬化指数の向上などの方策が採られているが、70kg
f/mm2を越える高強度鋼板の延性改善については、これ
ら方策のみでは必ずしも十分でない。
すなわち、現在の70kgf/mm2級熱延鋼板と同等の強度−
延性バランス〔板厚2.6mmでTS（kgf/mm2）×El（％）の
値が1700〜2000の範囲〕をより高強度の鋼板で達成する
ためには、前述の延性改善策では不十分であり、強度設
計を含めて基本的な見直しが必要とされる。
延性バランス〔板厚2.6mmでTS（kgf/mm2）×El（％）の
値が1700〜2000の範囲〕をより高強度の鋼板で達成する
ためには、前述の延性改善策では不十分であり、強度設
計を含めて基本的な見直しが必要とされる。
殊に、引張強さが80〜100kgf/mm2に及ぶ高延性の薄物熱
延鋼板の要求はホイール部品のほか、バンパなどにおい
ても出てきており、今後の需要が急増すると思われる。
このような顧客の要求を量産レベルで満足する鋼板の出
現が強く望まれているのが現状である。
延鋼板の要求はホイール部品のほか、バンパなどにおい
ても出てきており、今後の需要が急増すると思われる。
このような顧客の要求を量産レベルで満足する鋼板の出
現が強く望まれているのが現状である。
本発明は、上記要請に応えるべくなされたものであっ
て、引張強さ70kgf/mm2以上で強度−延性バランスがTS
×El≧2000（kgf/mm2×％）を満足する高延性高強度熱
延鋼板の製造法を提供することを目的とするものであ
る。
て、引張強さ70kgf/mm2以上で強度−延性バランスがTS
×El≧2000（kgf/mm2×％）を満足する高延性高強度熱
延鋼板の製造法を提供することを目的とするものであ
る。
（課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、引張強さが70kg
f/mm2以上の高強度であって、その強度−延性バランス
が引張強さ70kgf/mm2級のものと同等乃至それ以上の高
延性を実現し得る強度設計及び延性改善の基本的指針を
確立することを目途として鋭意研究を重ねた。その結
果、Cuの析出強化と残留オーステナイトによる延性向上
により所期の目的が達成可能であることを知見した。そ
こで、この知見に基づいて化学成分の調整並びに製造条
件について更に詳細に実験研究を重ね、ここに本発明を
なしたものである。
f/mm2以上の高強度であって、その強度−延性バランス
が引張強さ70kgf/mm2級のものと同等乃至それ以上の高
延性を実現し得る強度設計及び延性改善の基本的指針を
確立することを目途として鋭意研究を重ねた。その結
果、Cuの析出強化と残留オーステナイトによる延性向上
により所期の目的が達成可能であることを知見した。そ
こで、この知見に基づいて化学成分の調整並びに製造条
件について更に詳細に実験研究を重ね、ここに本発明を
なしたものである。
すなわち、本発明は、C:0.10〜0.25％、Si:1.0〜2.5
％、Mn:1.5〜3.0％:Cu:0.7〜1.5％及びsolAl:0.01〜0.1
0％を含有し、必要に応じて更に、Ni:0.5％以下、Cr:0/
5％以下、P:0.1％以下、V:0.05％以下、Nb:0.05％以
下、Ti:0.05％以下及びB:0.002％以下のうちの１種又は
２種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりな
る鋼を、仕上温度800℃以上として熱間圧延し、平均冷
却速度25℃/s以上にて冷却した後、350〜450℃の温度範
囲でコイル巻取りすることにより、体積率５％以上の残
留オーステナイトを含有する組織を得ることを特徴とす
る引張強さ70kgf/mm2以上の高延性熱延鋼板の製造方法
を要旨とするものである。
％、Mn:1.5〜3.0％:Cu:0.7〜1.5％及びsolAl:0.01〜0.1
0％を含有し、必要に応じて更に、Ni:0.5％以下、Cr:0/
5％以下、P:0.1％以下、V:0.05％以下、Nb:0.05％以
下、Ti:0.05％以下及びB:0.002％以下のうちの１種又は
２種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりな
る鋼を、仕上温度800℃以上として熱間圧延し、平均冷
却速度25℃/s以上にて冷却した後、350〜450℃の温度範
囲でコイル巻取りすることにより、体積率５％以上の残
留オーステナイトを含有する組織を得ることを特徴とす
る引張強さ70kgf/mm2以上の高延性熱延鋼板の製造方法
を要旨とするものである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず、本発明の知見を得るに至った基礎実験の概要を説
明する。
明する。
第１表に示す化学成分を有する鋼を実験室にて溶解した
後、皮削り、鋳造を行い、30mm厚の熱間圧延用スラブと
した。これら供試材はＣ、Si及びMn量が比較的多い鋼で
あって、鋼ＢはＣ−Si−Mn系であり、鋼Ｃは鋼ＢにCuを
約１％添加したものである。
後、皮削り、鋳造を行い、30mm厚の熱間圧延用スラブと
した。これら供試材はＣ、Si及びMn量が比較的多い鋼で
あって、鋼ＢはＣ−Si−Mn系であり、鋼Ｃは鋼ＢにCuを
約１％添加したものである。
次いで、熱間圧延は、スラブ加熱温度1150℃、仕上温度
860℃として3.2mm厚に仕上圧延し、シャワー冷却（平均
冷却速度約35℃/s）を経て、巻取温度がそれぞれ650
℃、500℃、400℃でコイル巻取りするシミュレーション
を実施した。常温まで冷却した鋼板は表裏面研削して2m
m厚とし、引張試験（JIS5号試験片使用）及びミクロ調
査に供した。これら鋼板の強度−延性バランスを巻取温
度別に第１図に示す。同図には強度−延性バランスの評
価によく用いられる等TS×El曲線を示してある。
860℃として3.2mm厚に仕上圧延し、シャワー冷却（平均
冷却速度約35℃/s）を経て、巻取温度がそれぞれ650
℃、500℃、400℃でコイル巻取りするシミュレーション
を実施した。常温まで冷却した鋼板は表裏面研削して2m
m厚とし、引張試験（JIS5号試験片使用）及びミクロ調
査に供した。これら鋼板の強度−延性バランスを巻取温
度別に第１図に示す。同図には強度−延性バランスの評
価によく用いられる等TS×El曲線を示してある。
いずれの鋼も巻取温度が650℃から500℃に低下すること
によってTS−Elバランスが若干低下し、400℃巻取りでT
S−Elバランスが向上している。特に、鋼Ｃの400℃巻取
りにおいては100kgf/mm2近い引張強さが得られ、TS−El
バランスが大きく向上しているのが注目される。
によってTS−Elバランスが若干低下し、400℃巻取りでT
S−Elバランスが向上している。特に、鋼Ｃの400℃巻取
りにおいては100kgf/mm2近い引張強さが得られ、TS−El
バランスが大きく向上しているのが注目される。
これら鋼板のミクロ組織観察の結果を第２表に示す。同
表より、鋼Ｃの400℃巻取りの場合、ベイナイト・フェ
ライト組織の中に比較的多量の残留オーステナイトが存
在していることがわかる。
表より、鋼Ｃの400℃巻取りの場合、ベイナイト・フェ
ライト組織の中に比較的多量の残留オーステナイトが存
在していることがわかる。
このように鋼Ｂに比べて鋼Ｃが低温巻取領域の強度がよ
り高く、且つ残留オーステナイト量が多いことに関連し
て次の調査を実施した。
り高く、且つ残留オーステナイト量が多いことに関連し
て次の調査を実施した。
すなわち、熱延鋼板より熱処理用試片を切出し、ソルト
バスにて1050℃×10分のオーステナイト化処理を実施し
た後、860℃まで空冷し、400℃のソルトバスに浸漬して
鋼の硬さ及び残留オーステナイト量の浸漬時間による変
化を調べた。その結果を第２図に示す。
バスにて1050℃×10分のオーステナイト化処理を実施し
た後、860℃まで空冷し、400℃のソルトバスに浸漬して
鋼の硬さ及び残留オーステナイト量の浸漬時間による変
化を調べた。その結果を第２図に示す。
同図において、鋼Ｂの場合、硬さは400℃での浸漬時間
と共に徐々に低下するのに対し、鋼Ｃでは80分までの浸
漬によって硬化している。この硬化はε−Cuの析出に起
因すると考えられる。一方、鋼Ｂの残留オーステナイト
量は、この浸漬時間の増大によって約５％まで増加した
後、約２％に低下しているが、鋼Ｃでは約10％まで増加
した残留オーステナイトは長時間浸漬によっても減少す
ることがない。
と共に徐々に低下するのに対し、鋼Ｃでは80分までの浸
漬によって硬化している。この硬化はε−Cuの析出に起
因すると考えられる。一方、鋼Ｂの残留オーステナイト
量は、この浸漬時間の増大によって約５％まで増加した
後、約２％に低下しているが、鋼Ｃでは約10％まで増加
した残留オーステナイトは長時間浸漬によっても減少す
ることがない。
400℃での浸漬による硬さ及び残留オーステナイト量の
変化は鋼の化学成分、熱処理条件、供試材の前処理条件
によって大きく異なると考えられるが、以上の結果から
鋼Ｃを適正条件で処理することにより、鋼の強化と比較
的多量のオーステナイトの生成が図れることが明らかに
なった。
変化は鋼の化学成分、熱処理条件、供試材の前処理条件
によって大きく異なると考えられるが、以上の結果から
鋼Ｃを適正条件で処理することにより、鋼の強化と比較
的多量のオーステナイトの生成が図れることが明らかに
なった。
そこで、更に鋼の延性改善に及ぼす残留オーステナイト
量の影響を明らかにする目的で、前述の２種類の鋼を種
々の条件で熱間圧延し、TS−Elバランスを調査した。そ
の結果を第３図に示す。これより、残留オーステナイト
量が５％以上の領域でTS−Elバランスが向上しているこ
とがわかる。
量の影響を明らかにする目的で、前述の２種類の鋼を種
々の条件で熱間圧延し、TS−Elバランスを調査した。そ
の結果を第３図に示す。これより、残留オーステナイト
量が５％以上の領域でTS−Elバランスが向上しているこ
とがわかる。
これらの実験結果は、従来の高延性高強度熱延鋼板とは
全く異なった観点から、より高強度で延性の優れた熱延
鋼板を製造する指針を示すものである。すなわち、シャ
ワー冷却後コイル巻取した材料は未析出のCuの硬化によ
ってシャワー冷却中での変態組織強化が達成されると共
にコイル巻取後の変態の進行につれて多量の残留オース
テナイトを生成させる。その後の時間の経過によってε
−Cuが微細に析出し、鋼板の強度を更に高めることが期
待できる。
全く異なった観点から、より高強度で延性の優れた熱延
鋼板を製造する指針を示すものである。すなわち、シャ
ワー冷却後コイル巻取した材料は未析出のCuの硬化によ
ってシャワー冷却中での変態組織強化が達成されると共
にコイル巻取後の変態の進行につれて多量の残留オース
テナイトを生成させる。その後の時間の経過によってε
−Cuが微細に析出し、鋼板の強度を更に高めることが期
待できる。
本発明は、このような基礎実験で得た知見に基づいて完
成させたものであり、以下に各条件の限定理由を説明す
る。
成させたものであり、以下に各条件の限定理由を説明す
る。
まず本発明における化学成分の限定理由を説明する。
C: Ｃは引張強さ70kgf/mm2以上を確保して５％以上の残留
オーステナイトを生成させるのに0.10％以上が必要であ
る。しかし、0.25％を超えると溶接性が劣化するので好
ましくない。したがって、Ｃ量は0.10〜0.25％の範囲と
する。
オーステナイトを生成させるのに0.10％以上が必要であ
る。しかし、0.25％を超えると溶接性が劣化するので好
ましくない。したがって、Ｃ量は0.10〜0.25％の範囲と
する。
Si: Siは残留オーステナイトの生成のためにＣ、Mnと並んで
極めて重要な成分である。しかし、1.0％未満では十分
な残留オーステナイト量が得られない。また2.5％を超
えるとコスト上昇が著しくなり、スラブの冷間割れの問
題が生じる。したがって、Si量は1.0〜2.5％の範囲とす
る。
極めて重要な成分である。しかし、1.0％未満では十分
な残留オーステナイト量が得られない。また2.5％を超
えるとコスト上昇が著しくなり、スラブの冷間割れの問
題が生じる。したがって、Si量は1.0〜2.5％の範囲とす
る。
Mn: Mnはベイナイトなどの変態組織による鋼の強化に有効な
成分である。しかし、1.5％未満では引張強さ（TS）が
不足となるほか、残留オーステナイトの生成が低下す
る。また3.0％を超えるとコスト上昇が大きくなると共
に鋼の強化効果が飽和してしまう。したがって、Mn量は
1.5〜3.0％の範囲とする。
成分である。しかし、1.5％未満では引張強さ（TS）が
不足となるほか、残留オーステナイトの生成が低下す
る。また3.0％を超えるとコスト上昇が大きくなると共
に鋼の強化効果が飽和してしまう。したがって、Mn量は
1.5〜3.0％の範囲とする。
Cu: Cuの添加は本発明を構成する主要な要件の１つであり、
鋼の強化に必須な成分である。しかし、0.7％未満では
コイル巻取後の冷却中にε−Cu析出が十分起こらず、鋼
の強化を図ることができない、また1.5％を超えるとこ
の効果が飽和するほか、表面疵が発生するので好ましく
ない。したがって、Cu量は0.7〜1.5％の範囲とする。
鋼の強化に必須な成分である。しかし、0.7％未満では
コイル巻取後の冷却中にε−Cu析出が十分起こらず、鋼
の強化を図ることができない、また1.5％を超えるとこ
の効果が飽和するほか、表面疵が発生するので好ましく
ない。したがって、Cu量は0.7〜1.5％の範囲とする。
SolAl: 本発明鋼はAlキルド鋼であり、鋼の脱酸を十分行うため
にSolAlは0.01％以上が必要である。しかし、0.10％を
超えるとコスト上昇のほか、非金属介在物の巻込みによ
る鋼の延性低下が起こり易くなるので好ましくない。し
たがって、SolAlは0.01〜0.10％の範囲とする。
にSolAlは0.01％以上が必要である。しかし、0.10％を
超えるとコスト上昇のほか、非金属介在物の巻込みによ
る鋼の延性低下が起こり易くなるので好ましくない。し
たがって、SolAlは0.01〜0.10％の範囲とする。
本発明鋼の主要元素は以上のとおりであるが、固溶強
化、変態組織強化などによる鋼の強度調整、スラブ表面
疵の抑制、耐食性向上などを目的として、Ni、Cr、Ｐ、
Ｖ、Nb、Ti及びＢの１種又は２種以上を所定量で添加す
ることができる。添加する場合、各元素の量は、Ni:0.5
％以下、Crは0.5％以下、Ｐは0.1％以下、Ｖ、Nb及びTi
はいずれも0.05％以下、Ｂは0.002％以下とする。これ
らの上限を超えると安定した残留オーステナイトの生成
が図れない。
化、変態組織強化などによる鋼の強度調整、スラブ表面
疵の抑制、耐食性向上などを目的として、Ni、Cr、Ｐ、
Ｖ、Nb、Ti及びＢの１種又は２種以上を所定量で添加す
ることができる。添加する場合、各元素の量は、Ni:0.5
％以下、Crは0.5％以下、Ｐは0.1％以下、Ｖ、Nb及びTi
はいずれも0.05％以下、Ｂは0.002％以下とする。これ
らの上限を超えると安定した残留オーステナイトの生成
が図れない。
次に、本発明の製造条件について説明する。
上記鋼は通常の方法によって溶解、鋳造し、熱間圧延さ
れる。
れる。
但し、熱間圧延は仕上温度800℃以上とする必要があ
る。仕上温度が800℃未満で圧延されるとオーステナイ
ト・フェライト域圧延の程度が大きくなって鋼の変態組
織強化が十分図れないほか、コイル板幅方向の材質変動
が大きくなる弊害がある。
る。仕上温度が800℃未満で圧延されるとオーステナイ
ト・フェライト域圧延の程度が大きくなって鋼の変態組
織強化が十分図れないほか、コイル板幅方向の材質変動
が大きくなる弊害がある。
更に、仕上圧延後の鋼板は平均冷却速度25℃/s以上で冷
却した後、350〜450℃の温度範囲でコイル巻取りする必
要がある。25℃/s未満の徐冷却ではオーステナイト→フ
ェライト反応が活発となって70kgf/mm2以上の強度が得
られず、且つ残留オーステナイトの生成も少ないため、
高延性鋼板が得られない。なお、冶金学的観点ではこの
冷却速度の上限を規定しないが、薄鋼板の平坦度を良好
に保つ意味では100℃/s以下が望ましい。また、巻取温
度の上限（450℃）、下限（350℃）は主にε−Cuの析出
挙動及び残留オーステナイトの生成挙動から決められる
ものである。350℃未満ではε−Cuの析出が抑制されて
十分な強化が図れないほか、残留オーステナイト生成も
少量となって延性改善が図れない。一方、450℃を超え
ると過時効となって鋼が強化した後軟化してしまうほ
か、十分な量の残留オーステナイトが確保できない。
却した後、350〜450℃の温度範囲でコイル巻取りする必
要がある。25℃/s未満の徐冷却ではオーステナイト→フ
ェライト反応が活発となって70kgf/mm2以上の強度が得
られず、且つ残留オーステナイトの生成も少ないため、
高延性鋼板が得られない。なお、冶金学的観点ではこの
冷却速度の上限を規定しないが、薄鋼板の平坦度を良好
に保つ意味では100℃/s以下が望ましい。また、巻取温
度の上限（450℃）、下限（350℃）は主にε−Cuの析出
挙動及び残留オーステナイトの生成挙動から決められる
ものである。350℃未満ではε−Cuの析出が抑制されて
十分な強化が図れないほか、残留オーステナイト生成も
少量となって延性改善が図れない。一方、450℃を超え
ると過時効となって鋼が強化した後軟化してしまうほ
か、十分な量の残留オーステナイトが確保できない。
以上の製造好適により、体積率５％以上の残留オーステ
ナイトを含有する組織が得られ、引張強さ70kgf/mm2以
上でTS×El≧2000（kgf/mm2×％）の鋼延性鋼強度熱延
鋼板が得られる。残留オーステナイトが体積率５％未満
では第３図に示し如く充分な強度−延期バランスが得ら
れない。
ナイトを含有する組織が得られ、引張強さ70kgf/mm2以
上でTS×El≧2000（kgf/mm2×％）の鋼延性鋼強度熱延
鋼板が得られる。残留オーステナイトが体積率５％未満
では第３図に示し如く充分な強度−延期バランスが得ら
れない。
本発明は通常のスラブ加熱による熱間圧延実験に基づい
て完成したものであるが、HCR（加熱炉への熱片装
入）、HDR（直接圧延）技術を適用した場合でもその趣
旨が損なわれないことが云うまでもない。また、本鋼板
を原板としてめっき処理することも可能である。
て完成したものであるが、HCR（加熱炉への熱片装
入）、HDR（直接圧延）技術を適用した場合でもその趣
旨が損なわれないことが云うまでもない。また、本鋼板
を原板としてめっき処理することも可能である。
なお、熱延ままの高強度残留オーステナイト鋼板の開発
が報告されているが（「鉄と鋼」Vol72、No.13、s138
4）、本発明ではCuの特異的な挙動を活用して鋼の強化
と残留オーステナイト生成の促進の観点から適正な製造
条件を確立したものであるので、それと本発明とは基本
的に相違している。
が報告されているが（「鉄と鋼」Vol72、No.13、s138
4）、本発明ではCuの特異的な挙動を活用して鋼の強化
と残留オーステナイト生成の促進の観点から適正な製造
条件を確立したものであるので、それと本発明とは基本
的に相違している。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例） 第３表に示す化学成分を有する鋼を溶解、鋳造し、皮削
り、鋳造の後1200℃に加熱し、仕上温度870℃として3.2
mm厚に熱間圧延した後、平均冷却速度約35℃/sにて種々
の温度にコイル巻取りした。
り、鋳造の後1200℃に加熱し、仕上温度870℃として3.2
mm厚に熱間圧延した後、平均冷却速度約35℃/sにて種々
の温度にコイル巻取りした。
得られた熱延鋼板について、表裏面研削により2.0mm厚
とした鋼板の機械的性質を調査した。その結果を第３表
に併記する。
とした鋼板の機械的性質を調査した。その結果を第３表
に併記する。
同表より、本発明の条件を満足する鋼板（本発明鋼）
は、高強度であるにも拘らず、TS×El≧2000（kgf/mm2
×％）を満たし、優れたTS−Elバランスを有しているこ
とがわかる。
は、高強度であるにも拘らず、TS×El≧2000（kgf/mm2
×％）を満たし、優れたTS−Elバランスを有しているこ
とがわかる。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、引張強さ70kgf/
mm2以上の高強度で、しかもTS×El≧2000（kgf/mm2×
％）の高延性高強度熱延鋼板を得ることができるので、
より高強度で高延性の薄物熱延鋼板の要求に対して十分
対応可能である。
mm2以上の高強度で、しかもTS×El≧2000（kgf/mm2×
％）の高延性高強度熱延鋼板を得ることができるので、
より高強度で高延性の薄物熱延鋼板の要求に対して十分
対応可能である。
第１図は熱延鋼板の強度−伸びバランスを示す図、第２
図は熱延鋼板における残留オーステナイト量及び硬さの
時間的変化を示す図、第３図は熱延鋼板における残留オ
ーステナイト量とTS×El値との関係を示す図である。
図は熱延鋼板における残留オーステナイト量及び硬さの
時間的変化を示す図、第３図は熱延鋼板における残留オ
ーステナイト量とTS×El値との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.10〜0.25
％、Si:1.0〜2.5％、Mn:1.5〜3.0％:Cu:0.7〜1.5％及び
solAl:0.01〜0.10％を含有し、残部がFe及び不可避的不
純物よりなる鋼を、仕上温度800℃以上として熱間圧延
し、平均冷却速度25℃/s以上にて冷却した後、350〜450
℃の温度範囲でコイル巻取りすることにより、体積率５
％以上の残留オーステナイトを含有する組織を得ること
を特徴とする引張強さ70kgf/mm2以上の高延性熱延鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】C:0.10〜0.25％、Si:1.0〜2.5％、Mn:1.5
〜3.0％、Cu:0.7〜1.5％、solAl:0.01〜0.10％を含有す
ると共に、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下、P:0.1％以
下、V:0.05％以下、Nb:0.05％以下、Ti:0.05％以下及び
B:0.002％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残
部がFe及び不可避不純物よりなる鋼を仕上温度800℃以
上として熱間圧延し、平均冷却速度25℃/s以上にて冷却
した後、350〜450℃の温度範囲でコイル巻取りすること
により、体積率５％以上の残留オーステナイトを含有す
る組織を得ることを特徴とする引張強さ70kgf/mm2以上
の高延性熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63190330A JPH0735537B2 (ja) | 1988-07-29 | 1988-07-29 | 高延性高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63190330A JPH0735537B2 (ja) | 1988-07-29 | 1988-07-29 | 高延性高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0238523A JPH0238523A (ja) | 1990-02-07 |
| JPH0735537B2 true JPH0735537B2 (ja) | 1995-04-19 |
Family
ID=16256396
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63190330A Expired - Fee Related JPH0735537B2 (ja) | 1988-07-29 | 1988-07-29 | 高延性高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0735537B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2703670B2 (ja) * | 1991-04-12 | 1998-01-26 | 三菱電機株式会社 | アンテナ装置 |
| JP3236339B2 (ja) * | 1992-03-30 | 2001-12-10 | 川崎製鉄株式会社 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0641617B2 (ja) * | 1986-06-24 | 1994-06-01 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-07-29 JP JP63190330A patent/JPH0735537B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0238523A (ja) | 1990-02-07 |
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