JPS6213533A - 曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法Info
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- JPS6213533A JPS6213533A JP15056285A JP15056285A JPS6213533A JP S6213533 A JPS6213533 A JP S6213533A JP 15056285 A JP15056285 A JP 15056285A JP 15056285 A JP15056285 A JP 15056285A JP S6213533 A JPS6213533 A JP S6213533A
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は８０ ＝ １５０ ｋｇ １７ｍｍ２の引張強
さを有し。
さを有し。
かつ曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法に関する
ものである。
ものである。
（従来の技術）
近年、自動車業界においては、燃費向上のだめの車体の
軽量化、あるいは衝突時に乗員の安全性を確保する必要
があることなどから高強度鋼板の使用が多くなっている
０ことに衝突時の安全性からは引張強さが８０ ｋ ｇ
ｆ ７ｍｍ２以上と従来にない非常に高い引張強さを有
する鋼板が要求されている。
軽量化、あるいは衝突時に乗員の安全性を確保する必要
があることなどから高強度鋼板の使用が多くなっている
０ことに衝突時の安全性からは引張強さが８０ ｋ ｇ
ｆ ７ｍｍ２以上と従来にない非常に高い引張強さを有
する鋼板が要求されている。
自動車用鋼板は単に強度が高ければよいというものでは
なく、用途から加工性と溶接性が必要であり、とくに、
８０ ｋｇｆ ７ｍｍ２以上の引張強さを有する鋼板に
おいては加工性のうちでも曲げ特性が要求されている〇 一般に、高強度薄鋼板の加工性は強度と伸びのバランス
で整理され、強度が高く、シかも、伸びのよい鋼板が高
強度薄鋼板として優れているとされている。しかし、自
動車用高強度薄鋼板の加工は曲げ加工によることが多く
、曲げ特性の優れた鋼板が高強度薄鋼板として優れてい
るといえる。
なく、用途から加工性と溶接性が必要であり、とくに、
８０ ｋｇｆ ７ｍｍ２以上の引張強さを有する鋼板に
おいては加工性のうちでも曲げ特性が要求されている〇 一般に、高強度薄鋼板の加工性は強度と伸びのバランス
で整理され、強度が高く、シかも、伸びのよい鋼板が高
強度薄鋼板として優れているとされている。しかし、自
動車用高強度薄鋼板の加工は曲げ加工によることが多く
、曲げ特性の優れた鋼板が高強度薄鋼板として優れてい
るといえる。
一方、８０ ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引張強さを有する高
強度薄鋼板の製造に関しては、従来よシ特開昭５８−２
２３２７号公報の如く水冷による方法、あるいは箱焼鈍
のように冷却速度の遅い場合は合金添加量を増やして強
度を高める方法が用いられている。
強度薄鋼板の製造に関しては、従来よシ特開昭５８−２
２３２７号公報の如く水冷による方法、あるいは箱焼鈍
のように冷却速度の遅い場合は合金添加量を増やして強
度を高める方法が用いられている。
水冷による方法では、冷却速度があまシに速いために冷
却過程において鋼板中に蓄積される歪量が多く、優れた
曲げ特性を得ることができず、また、冷却速度がきわめ
て遅い箱焼鈍の場合には、８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引
張強さを得るためには多量の合金元素を添加する必要が
あり、溶接性を損なうとともに、経済的に高価なものに
なる。したがって従来からの方法では、自動車用鋼板と
しては、曲げ特性を満足する８ ０ ｋｇ ｆ ７ｍｍ
”以上の引張強さを有する高強度薄鋼板を特に経済的に
製造することはできなかった。
却過程において鋼板中に蓄積される歪量が多く、優れた
曲げ特性を得ることができず、また、冷却速度がきわめ
て遅い箱焼鈍の場合には、８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引
張強さを得るためには多量の合金元素を添加する必要が
あり、溶接性を損なうとともに、経済的に高価なものに
なる。したがって従来からの方法では、自動車用鋼板と
しては、曲げ特性を満足する８ ０ ｋｇ ｆ ７ｍｍ
”以上の引張強さを有する高強度薄鋼板を特に経済的に
製造することはできなかった。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は上記の欠点を改善し、８０〜１５０ ｋｇｆ
／ｍｍ２の引張強さを有し、かつ、曲げ特性の優れた高
強度薄鋼板の製造方法を提供するものである。
／ｍｍ２の引張強さを有し、かつ、曲げ特性の優れた高
強度薄鋼板の製造方法を提供するものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、ｃ：ｏ、ｏａ〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜
１．５％、Ｍｎ ： ０．５〜２．６％、Ｔｉ ：０．
０１〜０．２５％とＮｂ：０．Ｏ１〜０、３ ％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼をＡ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、仕
上から巻取までを冷却速度５０℃八ｅへ以上で冷却し、
Ａ１変態点以下で巻取って、常法の冷間圧延をした後、
焼鈍工程においてＡ、変態点以上９００℃の温度範囲に
１秒〜５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００
℃八ｅｃで１００〜３００℃まで冷却し、ついで、３０
０〜５００℃で１〜２０分間保持した後冷却することを
特徴とする８０〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを
有する曲げ特性やすぐれた高強度薄鋼板の製造方法、お
よび上記の方法において、付加的にＢ：Ｏ，０ＯＱ３〜
０．０１％を含有させた鋼を用いることを特徴とする８
０〜１５０ｋｇ ｆ／ｍｍ２の引張強さを有する曲げ特
性つすぐれた高強度薄鋼板の製造方法である。
１．５％、Ｍｎ ： ０．５〜２．６％、Ｔｉ ：０．
０１〜０．２５％とＮｂ：０．Ｏ１〜０、３ ％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼をＡ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、仕
上から巻取までを冷却速度５０℃八ｅへ以上で冷却し、
Ａ１変態点以下で巻取って、常法の冷間圧延をした後、
焼鈍工程においてＡ、変態点以上９００℃の温度範囲に
１秒〜５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００
℃八ｅｃで１００〜３００℃まで冷却し、ついで、３０
０〜５００℃で１〜２０分間保持した後冷却することを
特徴とする８０〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを
有する曲げ特性やすぐれた高強度薄鋼板の製造方法、お
よび上記の方法において、付加的にＢ：Ｏ，０ＯＱ３〜
０．０１％を含有させた鋼を用いることを特徴とする８
０〜１５０ｋｇ ｆ／ｍｍ２の引張強さを有する曲げ特
性つすぐれた高強度薄鋼板の製造方法である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは曲げ特性の優れた８０〜１５０ ｋｇｆ／
ｍｍ２の引張強さを有する高強度薄鋼板の製造方法につ
いて鋭意検討した結果、熱間圧延での仕上から巻取まで
を冷却速度５０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ａ１ 変態
点以下で巻取り、焼鈍工程における冷却速度を１００〜
ｂ いで３００〜５００℃で１〜２０分間保持した後冷却す
ることを特定し、かつ、Ｓｉ量を０．３〜１．５チの範
囲で鋼板の組織の均一性が得られ、曲げ特性に優れた効
果をおよぼすこと、また、焼鈍工程における冷却速度を
１００〜５００℃八ｅｃとするこへによって、Ｂによる
焼き入れ効果を助長し、高強度薄鋼板とすることともに
、急冷後の組織を３００〜５００℃で１〜２０分間保持
した後冷却することで組織の硬度差を少なくして曲げ特
性に優れた効果をおよぼすことなどで曲げ特性つ優れた
高強度薄鋼板が得られることを知見した。
ｍｍ２の引張強さを有する高強度薄鋼板の製造方法につ
いて鋭意検討した結果、熱間圧延での仕上から巻取まで
を冷却速度５０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ａ１ 変態
点以下で巻取り、焼鈍工程における冷却速度を１００〜
ｂ いで３００〜５００℃で１〜２０分間保持した後冷却す
ることを特定し、かつ、Ｓｉ量を０．３〜１．５チの範
囲で鋼板の組織の均一性が得られ、曲げ特性に優れた効
果をおよぼすこと、また、焼鈍工程における冷却速度を
１００〜５００℃八ｅｃとするこへによって、Ｂによる
焼き入れ効果を助長し、高強度薄鋼板とすることともに
、急冷後の組織を３００〜５００℃で１〜２０分間保持
した後冷却することで組織の硬度差を少なくして曲げ特
性に優れた効果をおよぼすことなどで曲げ特性つ優れた
高強度薄鋼板が得られることを知見した。
第１図はＣ：Ｏ，１ｔ％、Ｍｎ ： ２．２ ％、Ｔｉ
：０．０５％、Ｂ：０．００１２％を含有した鋼を基本
成分として、Ｓｉ量を０．１〜２．０％の範囲で変化さ
せた鋼を溶製し常法に従い熱間圧延で仕上温度８５０℃
、仕上から巻取までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ、巻
取温度５５０℃と７００℃で巻取り、常法に従い冷間圧
延を施し、板厚１．２ ｍｍの鋼板としだ後、第１図（
ロ）の如く８００℃まで冷却し、３００℃で３分間保持
後、冷却したときのＳｉ含有量と９０°曲げでの曲げ可
能最小径（ｍｍ）との関係について調べた図である。図
から、Ｓｉを含有するに従い、強度が増すにもかかわら
ず曲げ可能最小径（ｍｍ）が小さくなり、曲げ特性が向
上していることがわかる。また、巻取温度が高い方が曲
げ可能最小径（ｍｍ）が小さく曲げ特性が向上している
ことがわかる。このことは、Ｓｉによるフェライト相の
純化、熱間圧延での仕上げから巻取りまでの冷却速度が
速いことで鋼板の厚さ方向の組織の均一性が得られ、曲
げ特性が向上したものである。
：０．０５％、Ｂ：０．００１２％を含有した鋼を基本
成分として、Ｓｉ量を０．１〜２．０％の範囲で変化さ
せた鋼を溶製し常法に従い熱間圧延で仕上温度８５０℃
、仕上から巻取までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ、巻
取温度５５０℃と７００℃で巻取り、常法に従い冷間圧
延を施し、板厚１．２ ｍｍの鋼板としだ後、第１図（
ロ）の如く８００℃まで冷却し、３００℃で３分間保持
後、冷却したときのＳｉ含有量と９０°曲げでの曲げ可
能最小径（ｍｍ）との関係について調べた図である。図
から、Ｓｉを含有するに従い、強度が増すにもかかわら
ず曲げ可能最小径（ｍｍ）が小さくなり、曲げ特性が向
上していることがわかる。また、巻取温度が高い方が曲
げ可能最小径（ｍｍ）が小さく曲げ特性が向上している
ことがわかる。このことは、Ｓｉによるフェライト相の
純化、熱間圧延での仕上げから巻取りまでの冷却速度が
速いことで鋼板の厚さ方向の組織の均一性が得られ、曲
げ特性が向上したものである。
第２図はｃ：ｏ、ｔｔ％、Ｍｎ ： ２．２％、Ｔ；：
ｏ、ｏｓ％、Ｂ：０．００１２％、Ｓｉ：１．０チを含
有した鋼を溶製し、常法に従い熱間圧延で仕上温度８５
０℃、仕上から巻取までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ
、巻取温度７００℃で巻取り、常法に従い冷間圧延を施
し、板厚１．２ ｍｍの鋼板とした後、第２図（に）の
如く８００℃の温度にて４０秒保持し、ついで７００℃
まで５℃八へｃで冷却した後、２００℃八ｅｃへ冷却速
度で２００℃まで冷却し、２００〜５５０℃まで変化さ
せ、３分間保持後、冷却したときの２００〜５００℃の
温度変化と９０°曲げでの曲げ可能最小径（ｍｍ）との
関係について調べた図である。図から、急冷後の保持温
度３００℃以上で曲げ可能最小径（ｍｍ）が小さくなり
、曲げ特性が向上していることがわかる。このことは急
冷によって生成したマルテンサイト相が焼き戻され、ベ
ーナイト相になり、フェライトとの硬度差がなくなり曲
げ特性が向上したものである。
ｏ、ｏｓ％、Ｂ：０．００１２％、Ｓｉ：１．０チを含
有した鋼を溶製し、常法に従い熱間圧延で仕上温度８５
０℃、仕上から巻取までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ
、巻取温度７００℃で巻取り、常法に従い冷間圧延を施
し、板厚１．２ ｍｍの鋼板とした後、第２図（に）の
如く８００℃の温度にて４０秒保持し、ついで７００℃
まで５℃八へｃで冷却した後、２００℃八ｅｃへ冷却速
度で２００℃まで冷却し、２００〜５５０℃まで変化さ
せ、３分間保持後、冷却したときの２００〜５００℃の
温度変化と９０°曲げでの曲げ可能最小径（ｍｍ）との
関係について調べた図である。図から、急冷後の保持温
度３００℃以上で曲げ可能最小径（ｍｍ）が小さくなり
、曲げ特性が向上していることがわかる。このことは急
冷によって生成したマルテンサイト相が焼き戻され、ベ
ーナイト相になり、フェライトとの硬度差がなくなり曲
げ特性が向上したものである。
このように、本発明によれば、引張強さに比し優れた曲
げ特性を有している８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度薄
鋼板が容易に製造できることカニわかる。
げ特性を有している８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度薄
鋼板が容易に製造できることカニわかる。
本発明において、成分を上記のごとく限定した理由は以
下のとおりであるＯ Ｃは析出強化および変態強化を利用し強度を得るだめに
必要な元素であり、その含有量が０．０３％未満では析
出強化および変態強化が十分利用できず、所望の引張強
さが得られないためその下限を０．０３％とした。−１
′だ、０．２％を超えて含有するとＣの偏析がおこシ組
織が均一にならず、曲げ特性を悪くし、また、溶接性が
著しく低下するため上限を０．２チとした。
下のとおりであるＯ Ｃは析出強化および変態強化を利用し強度を得るだめに
必要な元素であり、その含有量が０．０３％未満では析
出強化および変態強化が十分利用できず、所望の引張強
さが得られないためその下限を０．０３％とした。−１
′だ、０．２％を超えて含有するとＣの偏析がおこシ組
織が均一にならず、曲げ特性を悪くし、また、溶接性が
著しく低下するため上限を０．２チとした。
Ｓｉはフェライト相の純化で鋼板の厚さ方向の組織の均
一性が得られ、その下限は０．３％で、それ未満だと効
果が薄くなる。
一性が得られ、その下限は０．３％で、それ未満だと効
果が薄くなる。
また１、５％を超えた別の添加は熱間圧延工程における
スケールの発生を著しくシ、鋼板の表面性状を劣化させ
るので上限を１．５チとした。
スケールの発生を著しくシ、鋼板の表面性状を劣化させ
るので上限を１．５チとした。
Ｍｎは変態強化を利用し強度を得るために重要な元素で
あシ、その含有量が０．５％未満では生成するマルテン
サイトの量が少なく所望の引張強さが得られないため下
限を０．５％とした。
あシ、その含有量が０．５％未満では生成するマルテン
サイトの量が少なく所望の引張強さが得られないため下
限を０．５％とした。
また、２．６％を超えると溶接性を著しく損なうばかり
か、本発明の特徴である組織の均一性を損ない曲げ特性
が悪くなるため上限を２．６％としたｏＴｉ およびＮ
ｂは析出強化を利用し強度を得るために必要な元素であ
る。また、Ｂを有効に利用させるために不可欠な元素で
あり、さらに、溶接性を向上させる元素である。ＢはＮ
と結びつきやすい元素であり、鋼中に固溶ＮがあるとＢ
Ｎとして析出しＢが有効に利用できない。しかしＴｉ、
Ｎｂは窒化物として固定する能力を持つので、Ｂを有
効に利用するのに役立つと共に強度を得るのに重要であ
るｏＴｉはその含有量が０．０１％未満では、上述のＮ
の固定、溶接性の改善に対して不十分であるため下限を
ｏ、 ｏ ｉ ｑ６とした。また、０．２５％を超えて
含有してもその効果は飽和するため上限を０．２５％と
した。ＮｂはＴｉと同様にその含有量が０、０１１未満
では、Ｎの固定、溶接性の改善に対して不十分であるた
め下限を０．０１％とした。また、０、３０ ％を超え
て含有してもその効果は飽和するため上限を０．３０チ
とした。
か、本発明の特徴である組織の均一性を損ない曲げ特性
が悪くなるため上限を２．６％としたｏＴｉ およびＮ
ｂは析出強化を利用し強度を得るために必要な元素であ
る。また、Ｂを有効に利用させるために不可欠な元素で
あり、さらに、溶接性を向上させる元素である。ＢはＮ
と結びつきやすい元素であり、鋼中に固溶ＮがあるとＢ
Ｎとして析出しＢが有効に利用できない。しかしＴｉ、
Ｎｂは窒化物として固定する能力を持つので、Ｂを有
効に利用するのに役立つと共に強度を得るのに重要であ
るｏＴｉはその含有量が０．０１％未満では、上述のＮ
の固定、溶接性の改善に対して不十分であるため下限を
ｏ、 ｏ ｉ ｑ６とした。また、０．２５％を超えて
含有してもその効果は飽和するため上限を０．２５％と
した。ＮｂはＴｉと同様にその含有量が０、０１１未満
では、Ｎの固定、溶接性の改善に対して不十分であるた
め下限を０．０１％とした。また、０、３０ ％を超え
て含有してもその効果は飽和するため上限を０．３０チ
とした。
Ｂは焼鈍工程における急冷による焼き入れ強化元素であ
シ、その含有量がＯ，ＯＱＯａｓ未満であると効果がな
くなるため下限を０．０００３ ％とした。
シ、その含有量がＯ，ＯＱＯａｓ未満であると効果がな
くなるため下限を０．０００３ ％とした。
また、０．０１００％ を超えて含有すると熱間圧延工
程で疵が発生しやすくなり、鋼板の表面性状を著しく損
なうので上限を０．０１００％とした。
程で疵が発生しやすくなり、鋼板の表面性状を著しく損
なうので上限を０．０１００％とした。
熱間圧延工程の仕上温度をＡ３変態点以上とするのはそ
れ未満とすると圧延の歪かのこシ、組織を均一にできな
いためである０ 熱間圧延工程の仕上から巻取までの冷却速度を５０℃八
ｅへ以上とするのは、それ未満では板厚方向に組織が層
状組織となり、冷間圧延、焼鈍を行った後の組織が不均
一になり、曲げ特性が劣化するためである。
れ未満とすると圧延の歪かのこシ、組織を均一にできな
いためである０ 熱間圧延工程の仕上から巻取までの冷却速度を５０℃八
ｅへ以上とするのは、それ未満では板厚方向に組織が層
状組織となり、冷間圧延、焼鈍を行った後の組織が不均
一になり、曲げ特性が劣化するためである。
熱間圧延工程の巻取温度をＡ１変態点以下とするのは、
それ以上で巻取ると巻取後の冷却が遅く組織が不均一に
なるためである。また、スケールの生成量が多く酸洗性
が劣るためである。
それ以上で巻取ると巻取後の冷却が遅く組織が不均一に
なるためである。また、スケールの生成量が多く酸洗性
が劣るためである。
焼鈍温度の範囲はＡ１変態点以下では変態強化が利用で
きないためその下限をＡ１変態点とする。Ａｔ変態点は
本発明鋼の成分範囲ではおよそ６９０〜７３０℃である
。また、９００℃ を超える温度では連続焼鈍工程にお
ける通板が困難となることから上限を９００℃とする。
きないためその下限をＡ１変態点とする。Ａｔ変態点は
本発明鋼の成分範囲ではおよそ６９０〜７３０℃である
。また、９００℃ を超える温度では連続焼鈍工程にお
ける通板が困難となることから上限を９００℃とする。
冷却速度は、１００℃八ｅｃへ満ではＢの効果を有効に
利用できないばかりか、 ゛急冷によるマルテンサイ
ト変態ができず、所望の引張強さを得るには合金添加量
を増加しなければならず、曲げ特性を悪くするので下限
を１００℃八ｅｃへした。また、５００℃八ｅ（へ超え
る場合には冷却中に鋼板に蓄積される歪量が多くなり良
好な曲げ特性を得ることが難しいため上限を５００℃／
ｓｅｃとした。冷却後の温度を１００〜３００℃とした
後、３００〜５００℃で保定するのはマルテンサイト変
態後、焼き戻してベーナイトとして、フェライトとの硬
度差を小さくして曲げ特性の向上をはかるためで、冷却
後の温度を１００℃未満にするとマルテンサイトの硬度
が増し曲げ特性を悪くするとともに、３００〜５００″
ｃｔでの加熱が必要で経済的にも不利であるため下限を
１００℃とした０また、３００℃を超えるとマルテンサ
イト変態に不利で所望の強度を得るのが難しいため上限
を３００℃とした。さらに、３００〜５００℃で保定す
るのはマルテンサイト変態後、焼き戻してベーナイトと
して曲げ特性を向上させるためであるが、下限を８００
℃とするのは焼戻してベーナイトとするためであり、上
限を５００℃とするのはそれを超えると焼き戻しされす
ぎて所望の強度を得るのが難しいためである。
利用できないばかりか、 ゛急冷によるマルテンサイ
ト変態ができず、所望の引張強さを得るには合金添加量
を増加しなければならず、曲げ特性を悪くするので下限
を１００℃八ｅｃへした。また、５００℃八ｅ（へ超え
る場合には冷却中に鋼板に蓄積される歪量が多くなり良
好な曲げ特性を得ることが難しいため上限を５００℃／
ｓｅｃとした。冷却後の温度を１００〜３００℃とした
後、３００〜５００℃で保定するのはマルテンサイト変
態後、焼き戻してベーナイトとして、フェライトとの硬
度差を小さくして曲げ特性の向上をはかるためで、冷却
後の温度を１００℃未満にするとマルテンサイトの硬度
が増し曲げ特性を悪くするとともに、３００〜５００″
ｃｔでの加熱が必要で経済的にも不利であるため下限を
１００℃とした０また、３００℃を超えるとマルテンサ
イト変態に不利で所望の強度を得るのが難しいため上限
を３００℃とした。さらに、３００〜５００℃で保定す
るのはマルテンサイト変態後、焼き戻してベーナイトと
して曲げ特性を向上させるためであるが、下限を８００
℃とするのは焼戻してベーナイトとするためであり、上
限を５００℃とするのはそれを超えると焼き戻しされす
ぎて所望の強度を得るのが難しいためである。
以上、本発明に従えば、８０〜１５０ ｋｇｆ／ｍｍ２
の引張強さを有する曲げ特性にすぐれた高強度薄鋼板を
経済的に製造することが可能である。
の引張強さを有する曲げ特性にすぐれた高強度薄鋼板を
経済的に製造することが可能である。
（実施例）
つぎに、実施例をあげて本発明の詳細な説明する０
実施例１
造塊法あるいは連続鋳造法によって製造した第１表に示
す鋼を連続熱延で第２表に示す製造条件で熱間圧延、酸
洗、冷間圧延、焼鈍を行い、焼鈍後得られた鋼板の引張
強さと曲げ特性について調査した。
す鋼を連続熱延で第２表に示す製造条件で熱間圧延、酸
洗、冷間圧延、焼鈍を行い、焼鈍後得られた鋼板の引張
強さと曲げ特性について調査した。
第３表かられかるとおシ、本発明法以外の比較法では所
望の引張強さと曲げ特性が得られず、それに比し本発明
法の製造では所望の引張強さと曲げ特性が得られること
がわかる。
望の引張強さと曲げ特性が得られず、それに比し本発明
法の製造では所望の引張強さと曲げ特性が得られること
がわかる。
（発明の効果）
以上説明してきたように、本発明に従えば、８０〜１５
０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有する曲げ特性にすぐ
れた高強度薄鋼板を経済的に製造することが可能である
。
０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有する曲げ特性にすぐ
れた高強度薄鋼板を経済的に製造することが可能である
。
第１図（イ）はＳｉ含有量と９０°曲げでの曲げ可能最
小径（ｍｍ） との関係を示す図、第１図（ロ）は焼
鈍工程のヒートパターン図、第２図（イ）は焼鈍工程で
の冷却後２００〜５００℃で保定したときの温度と９０
’曲げでの曲げ可能最小径（ｍｍ） との関係を示す
図、第２図（ロ）は焼鈍工程のヒートパターン図である
。 Ｌｌ’） 寸 哨 ヘ − 喰÷看トな １
小径（ｍｍ） との関係を示す図、第１図（ロ）は焼
鈍工程のヒートパターン図、第２図（イ）は焼鈍工程で
の冷却後２００〜５００℃で保定したときの温度と９０
’曲げでの曲げ可能最小径（ｍｍ） との関係を示す
図、第２図（ロ）は焼鈍工程のヒートパターン図である
。 Ｌｌ’） 寸 哨 ヘ − 喰÷看トな １
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．３〜１．５％、 Ｍｎ：０．５〜２．６％、 Ｔｉ：０．０１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３
％の１種または２種 を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
Ａ＿３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、仕上から巻
取までを冷却速度５０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ａ＿１
変態点以下で巻取って、常法の冷間圧延をした後、焼鈍
工程においてＡ＿１変態以上９００℃の温度範囲に１秒
〜５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００℃／
ｓｅｃで１００〜３００℃まで冷却し、ついで、３００
〜５００℃で１〜２０分間保持した後冷却することを特
徴とする８０〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の引張強さを有
する曲げ特性のすぐれた高強度薄鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．３〜１．５％、 Ｍｎ：０．５〜２．６％、 Ｔｉ：０．０１〜０．２５％とＮｂ：０．０１〜０．３
％の１種または２種 Ｂ：０．０００３〜０．０１％、 を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
Ａ＿３変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、仕上から巻
取までを冷却速度５０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ａ＿１
変態点以下で巻取って、常法の冷間圧延をした後、焼鈍
工程においてＡ＿１変態点以上９００℃の温度範囲に１
秒〜５分間保持した後、平均冷却速度１００〜５００℃
／ｓｅｃで１００〜３００℃まで冷却し、ついで、３０
０〜５００℃で１〜２０分間保持した後冷却することを
特徴とする８０〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２の引張強さを
有する曲げ特性のすぐれた高強度薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15056285A JPS6213533A (ja) | 1985-07-09 | 1985-07-09 | 曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15056285A JPS6213533A (ja) | 1985-07-09 | 1985-07-09 | 曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6213533A true JPS6213533A (ja) | 1987-01-22 |
Family
ID=15499588
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15056285A Pending JPS6213533A (ja) | 1985-07-09 | 1985-07-09 | 曲げ特性の優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6213533A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0463227A (ja) * | 1990-07-02 | 1992-02-28 | Nippon Steel Corp | 高周波焼入により製造される車体補強電縫鋼管用熱延鋼材の製造方法 |
| WO2003104499A1 (ja) * | 2002-06-10 | 2003-12-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| WO2010058762A1 (ja) | 2008-11-19 | 2010-05-27 | 住友金属工業株式会社 | 鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| CN111304538A (zh) * | 2020-03-31 | 2020-06-19 | 武汉钢铁有限公司 | 一种低成本热轧超高强钢及其制造方法 |
-
1985
- 1985-07-09 JP JP15056285A patent/JPS6213533A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| WO2010058762A1 (ja) | 2008-11-19 | 2010-05-27 | 住友金属工業株式会社 | 鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| CN111304538A (zh) * | 2020-03-31 | 2020-06-19 | 武汉钢铁有限公司 | 一种低成本热轧超高强钢及其制造方法 |
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