JPH06316729A - 高延性高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
高延性高強度薄鋼板の製造方法Info
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- JPH06316729A JPH06316729A JP12539393A JP12539393A JPH06316729A JP H06316729 A JPH06316729 A JP H06316729A JP 12539393 A JP12539393 A JP 12539393A JP 12539393 A JP12539393 A JP 12539393A JP H06316729 A JPH06316729 A JP H06316729A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低Ｓi系で高伸びを有する高強度鋼板を製造
する方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.１０〜０.４０％、Ｍn：２.０〜４.
０％、Ａl：０.０１〜０.１０％を含有し、かつ、Ｃ＋
(Ｍn／５)：０.６０％以上を満足する組成の鋼からなる
薄鋼板について、前処理として、Ａ3点以上の温度に保
持した後、平均冷却速度２０℃／s以上で４００℃以下
の温度まで冷却した後、本処理として、平均加熱速度４
℃／s以上、均熱温度６２０〜７４０℃、均熱時間５分
以上の条件の熱処理を実施することを特徴としている。
Ｓi≦１.０％、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０％、Ｃu≦１.
０％、Ｍo≦０.５％、Ｐ≦０.１％からなるＡ群、Ｎb≦
０.０８％、Ｔi≦０.０８％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.
００３％からなるＢ群、及びＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦
０.０５％、Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％からなる
Ｃ群に含まれる元素を１種以上含有させることができ
る。自動車、建設など、薄鋼板をプレス成形して使用す
る分野に適している。
する方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.１０〜０.４０％、Ｍn：２.０〜４.
０％、Ａl：０.０１〜０.１０％を含有し、かつ、Ｃ＋
(Ｍn／５)：０.６０％以上を満足する組成の鋼からなる
薄鋼板について、前処理として、Ａ3点以上の温度に保
持した後、平均冷却速度２０℃／s以上で４００℃以下
の温度まで冷却した後、本処理として、平均加熱速度４
℃／s以上、均熱温度６２０〜７４０℃、均熱時間５分
以上の条件の熱処理を実施することを特徴としている。
Ｓi≦１.０％、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０％、Ｃu≦１.
０％、Ｍo≦０.５％、Ｐ≦０.１％からなるＡ群、Ｎb≦
０.０８％、Ｔi≦０.０８％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.
００３％からなるＢ群、及びＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦
０.０５％、Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％からなる
Ｃ群に含まれる元素を１種以上含有させることができ
る。自動車、建設など、薄鋼板をプレス成形して使用す
る分野に適している。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車、建設など、薄鋼
板をプレス成形して使用する分野に適している高延性高
強度薄鋼板の製造方法に関する。
板をプレス成形して使用する分野に適している高延性高
強度薄鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】自動車
のメンバー、アーム類の軽量化の観点から、これら部品
はより高強度でより薄肉の鋼板で製造されるようになっ
てきており、伸びの優れた熱延鋼板及び冷延ハイテン鋼
板並びにこれらを原板としたＺnめっき鋼板が求められ
ている。
のメンバー、アーム類の軽量化の観点から、これら部品
はより高強度でより薄肉の鋼板で製造されるようになっ
てきており、伸びの優れた熱延鋼板及び冷延ハイテン鋼
板並びにこれらを原板としたＺnめっき鋼板が求められ
ている。
【０００３】伸びの優れたハイテン鋼板としては、フェ
ライトとマルテンサイト組織からなる２相(ＤＰ)鋼、残
留オーステナイトを含有する鋼、フェライト、ベイナイ
ト、マルテンサイトからなる３相(Ｔri・Ｐhase)鋼など
が開発されているが、これらはすべて、比較的多量(０.
７％以上)のＳiを含有しているために、めっき鋼板とし
ては使用されていないのが現状である。
ライトとマルテンサイト組織からなる２相(ＤＰ)鋼、残
留オーステナイトを含有する鋼、フェライト、ベイナイ
ト、マルテンサイトからなる３相(Ｔri・Ｐhase)鋼など
が開発されているが、これらはすべて、比較的多量(０.
７％以上)のＳiを含有しているために、めっき鋼板とし
ては使用されていないのが現状である。
【０００４】すなわち、自動車の高級化を反映して防錆
鋼板の要求が強いが、高い伸びを有する高Ｓi鋼板はめ
っき性が著しく低いために、めっき鋼板の実用化は難し
い。このため、低Ｓi系の高伸びハイテン鋼板が求めら
れている。
鋼板の要求が強いが、高い伸びを有する高Ｓi鋼板はめ
っき性が著しく低いために、めっき鋼板の実用化は難し
い。このため、低Ｓi系の高伸びハイテン鋼板が求めら
れている。
【０００５】本発明は、かゝる要請に応えるべく、低Ｓ
i系で高伸びを有する高強度鋼板を製造する方法を提供
することを目的としている。
i系で高伸びを有する高強度鋼板を製造する方法を提供
することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低Ｓi系
の高伸びハイテン鋼板の製造方法については先に提案
(特願平３−２４４５７９号)したが、その後更に研究を
重ねた結果、伸びが一段と優れた低Ｓi系ハイテン鋼板
の製造方法を見い出し、ここに本発明を完成したもので
ある。
の高伸びハイテン鋼板の製造方法については先に提案
(特願平３−２４４５７９号)したが、その後更に研究を
重ねた結果、伸びが一段と優れた低Ｓi系ハイテン鋼板
の製造方法を見い出し、ここに本発明を完成したもので
ある。
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ：０.１０〜０.４
０％、Ｍn：２.０〜４.０％、Ａl：０.０１〜０.１０％
を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５)：０.６０％以上を満足
する組成の鋼からなる薄鋼板について、前処理として、
Ａ3点以上の温度に保持した後、平均冷却速度２０℃／s
以上で４００℃以下の温度まで冷却した後、本処理とし
て、平均加熱速度４℃／s以上、均熱温度６２０〜７４
０℃、均熱時間５分以上の条件の熱処理を実施すること
を特徴とする高延性高強度薄鋼板の製造方法を要旨とし
ている。
０％、Ｍn：２.０〜４.０％、Ａl：０.０１〜０.１０％
を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５)：０.６０％以上を満足
する組成の鋼からなる薄鋼板について、前処理として、
Ａ3点以上の温度に保持した後、平均冷却速度２０℃／s
以上で４００℃以下の温度まで冷却した後、本処理とし
て、平均加熱速度４℃／s以上、均熱温度６２０〜７４
０℃、均熱時間５分以上の条件の熱処理を実施すること
を特徴とする高延性高強度薄鋼板の製造方法を要旨とし
ている。
【０００８】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【０００９】残留オーステナイトはＴＲＩＰ(ひずみ誘
起変態塑性)現象を介して鋼の延性を向上させることが
知られており、残留オーステナイトの生成には、従来鋼
の基本的考え方であるＳiを比較的多く用いることが一
般的である。Ｓiの含有はオーステナイト中へのＣ濃縮
を促進させてオーステナイトを安定にすることにより残
留オーステナイトを生成させる。鋼中Ｍnもオーステナ
イト中に濃縮することによって残留オーステナイトの生
成に寄与することが知られているが、Ｍn濃縮のために
は焼鈍プロセスが必要であり、これまで市場ニーズの低
さから、実験室レベルでの基礎研究の域を出ていない。
起変態塑性)現象を介して鋼の延性を向上させることが
知られており、残留オーステナイトの生成には、従来鋼
の基本的考え方であるＳiを比較的多く用いることが一
般的である。Ｓiの含有はオーステナイト中へのＣ濃縮
を促進させてオーステナイトを安定にすることにより残
留オーステナイトを生成させる。鋼中Ｍnもオーステナ
イト中に濃縮することによって残留オーステナイトの生
成に寄与することが知られているが、Ｍn濃縮のために
は焼鈍プロセスが必要であり、これまで市場ニーズの低
さから、実験室レベルでの基礎研究の域を出ていない。
【００１０】本発明者らは、自動車用鋼板として具備す
べき溶接性、塗装性などをも考慮しながら、低Ｓi鋼に
ついて残留オーステナイト生成のための調査研究を実施
し、実生産で実現可能な製造方法を完成させたものであ
る。以下に本発明をなすに至った研究結果の一例を説明
する。
べき溶接性、塗装性などをも考慮しながら、低Ｓi鋼に
ついて残留オーステナイト生成のための調査研究を実施
し、実生産で実現可能な製造方法を完成させたものであ
る。以下に本発明をなすに至った研究結果の一例を説明
する。
【００１１】表１に示す化学成分の鋼を実験室溶解し、
３０mm厚の小型スラブとした。熱間圧延では、仕上温度
９００℃として３mm厚鋼板とし、平均冷却速度５０℃／
sにてシャワー冷却した後、コイル巻取温度を変化させ
た(５００℃巻取り及び常温巻取り)。５００℃巻取材の
一部については、更に９００℃で２分間再加熱した後、
４０℃／sで２００℃まで急冷する熱処理を施した(熱処
理材)。
３０mm厚の小型スラブとした。熱間圧延では、仕上温度
９００℃として３mm厚鋼板とし、平均冷却速度５０℃／
sにてシャワー冷却した後、コイル巻取温度を変化させ
た(５００℃巻取り及び常温巻取り)。５００℃巻取材の
一部については、更に９００℃で２分間再加熱した後、
４０℃／sで２００℃まで急冷する熱処理を施した(熱処
理材)。
【００１２】引き続いて、これらの熱延まま材及び熱処
理材を平均加熱速度約９℃／sで６７５℃に加熱し、６
０分保持後空冷した。常温まで冷却した材料の表裏面を
研削して２mm厚鋼板とし、機械的性質を調べた。その調
査結果を表２に示す。
理材を平均加熱速度約９℃／sで６７５℃に加熱し、６
０分保持後空冷した。常温まで冷却した材料の表裏面を
研削して２mm厚鋼板とし、機械的性質を調べた。その調
査結果を表２に示す。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】表２において、いずれの材料も、ＴＳが７
８０Ｎ／mm2レベルとしては、優れた伸びを示してお
り、特に熱処理材の伸びが優れていることがわかる。材
料の強度と延性のバランスをＴＳ×Ｅl値で評価する
と、熱処理材の強度・延性バランスが優れていることが
明白である。
８０Ｎ／mm2レベルとしては、優れた伸びを示してお
り、特に熱処理材の伸びが優れていることがわかる。材
料の強度と延性のバランスをＴＳ×Ｅl値で評価する
と、熱処理材の強度・延性バランスが優れていることが
明白である。
【００１６】これらの材料の伸びの優劣は、残留オース
テナイト量の大小と対応しているようである。５００℃
巻取材よりも常温巻取材の方が優れた伸びを示し、更に
常温巻取材よりも熱処理材の方がより優れた伸びを示す
理由は、必ずしも明確ではないが、最終熱処理に供した
材料のミクロ組織の大きさが重要と考えられる。
テナイト量の大小と対応しているようである。５００℃
巻取材よりも常温巻取材の方が優れた伸びを示し、更に
常温巻取材よりも熱処理材の方がより優れた伸びを示す
理由は、必ずしも明確ではないが、最終熱処理に供した
材料のミクロ組織の大きさが重要と考えられる。
【００１７】すなわち、熱処理材では、セメンタイトの
ラス間隔或いはパケットの幅が１μm以下と、５００℃
巻取材及び常温巻取材に比べて狭くなっており、これが
最終熱処理での残留オーステナイトの生成を促進してい
ると思われる。
ラス間隔或いはパケットの幅が１μm以下と、５００℃
巻取材及び常温巻取材に比べて狭くなっており、これが
最終熱処理での残留オーステナイトの生成を促進してい
ると思われる。
【００１８】本発明は、以上の実験結果に基づいて完成
されたものであり、以下に各条件の規定理由を説明す
る。
されたものであり、以下に各条件の規定理由を説明す
る。
【００１９】（１）鋼の化学成分 本発明における鋼は、Ｃ：０.１０〜０.４０％、Ｍn：
２.０〜４.０％を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５)：０.６
０％以上の各条件を必須とするＡlキルド鋼である。
２.０〜４.０％を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５)：０.６
０％以上の各条件を必須とするＡlキルド鋼である。
【００２０】Ｃ：０.１０％未満、Ｍn：２.０％未満で
は、残留オーステナイト生成も少なく、実質的に高い伸
びが期待できない。一方、Ｃ：０.４０％超え、Ｍn：
４.０％超えでは、熱間延性の低下による割れ発生、マ
グネットハンドリング不具合など問題がある。また、Ｃ
＋(Ｍn／５)≧０.６０％の条件は実生産で高伸び材を安
定して製造する上で重要である。Ａl量はＡlキルド鋼と
して通常含有している量(０.０１〜０.１０％)である。
は、残留オーステナイト生成も少なく、実質的に高い伸
びが期待できない。一方、Ｃ：０.４０％超え、Ｍn：
４.０％超えでは、熱間延性の低下による割れ発生、マ
グネットハンドリング不具合など問題がある。また、Ｃ
＋(Ｍn／５)≧０.６０％の条件は実生産で高伸び材を安
定して製造する上で重要である。Ａl量はＡlキルド鋼と
して通常含有している量(０.０１〜０.１０％)である。
【００２１】本発明における鋼の基本成分は以上のとお
りであるが、この他、鋼板の強度上昇、溶接熱軟化の軽
減、非金属介在物の制御による加工性改善などの目的
で、必要に応じて、以下のＡ〜Ｃ群よりなる元素を１種
以上含有させても、本発明の効果は変わらない。
りであるが、この他、鋼板の強度上昇、溶接熱軟化の軽
減、非金属介在物の制御による加工性改善などの目的
で、必要に応じて、以下のＡ〜Ｃ群よりなる元素を１種
以上含有させても、本発明の効果は変わらない。
【００２２】Ａ群：Ａ群は主として鋼の固溶強化に関す
る元素からなっており、Ｓi≦１.０％、Ｎi≦１.０％、
Ｃr≦１.０％、Ｃu≦１.０％、Ｍo≦０.５％、Ｐ≦０.
１％の元素群である。
る元素からなっており、Ｓi≦１.０％、Ｎi≦１.０％、
Ｃr≦１.０％、Ｃu≦１.０％、Ｍo≦０.５％、Ｐ≦０.
１％の元素群である。
【００２３】本発明は低Ｓi鋼で残留オーステナイト生
成を促進させて鋼の伸び改善を図ることを開発思想とし
ているが、低Ｓiの制約がない用途には１％までのＳi添
加が可能である。Ｓi＞１％では鋼の変形抵抗増大によ
って熱間圧延機への負荷が大きくなって圧延制約が大き
くなるほか、コスト的にも不利となる。
成を促進させて鋼の伸び改善を図ることを開発思想とし
ているが、低Ｓiの制約がない用途には１％までのＳi添
加が可能である。Ｓi＞１％では鋼の変形抵抗増大によ
って熱間圧延機への負荷が大きくなって圧延制約が大き
くなるほか、コスト的にも不利となる。
【００２４】Ｎi、Ｃr、Ｃuはいずれもオーステナイト
形成元素であり、組織調整のための前処理で微細なベイ
ナイト或いはマルテンサイト組織の生成を促進する元素
であるが、過度の添加は分塊、熱間圧延での割れ感受性
を高めることになり、それぞれの上限を１.０％とす
る。
形成元素であり、組織調整のための前処理で微細なベイ
ナイト或いはマルテンサイト組織の生成を促進する元素
であるが、過度の添加は分塊、熱間圧延での割れ感受性
を高めることになり、それぞれの上限を１.０％とす
る。
【００２５】Ｍo、Ｐは少量で鋼の強化に十分効果が期
待できることから、それぞれ上限を０.５％、０.１％と
する。上限値を超えるといずれも鋼の割れ感受性が高く
なる他、Ｍoはコスト的にも制約が大きくなる。
待できることから、それぞれ上限を０.５％、０.１％と
する。上限値を超えるといずれも鋼の割れ感受性が高く
なる他、Ｍoはコスト的にも制約が大きくなる。
【００２６】Ｂ群：Ｂ群は主としてミクロアロイ元素で
あって、鋼の組織の微細化及び強度上昇に有効な元素で
あり、Ｎb、Ｔi、Ｖ、Ｂの元素群である。Ｎb、Ｔi、Ｖ
とも上限を０.０８％とする。この値を超える添加量で
は鋼の焼入れ性向上による組織微細化効果が飽和して、
多量添加の意味が少なくなる他、連鋳、熱間圧延などで
の加熱・冷却プロセスで割れを生じ易くなる。Ｂについ
ても、これらの理由から上限を０.００３％とする。
あって、鋼の組織の微細化及び強度上昇に有効な元素で
あり、Ｎb、Ｔi、Ｖ、Ｂの元素群である。Ｎb、Ｔi、Ｖ
とも上限を０.０８％とする。この値を超える添加量で
は鋼の焼入れ性向上による組織微細化効果が飽和して、
多量添加の意味が少なくなる他、連鋳、熱間圧延などで
の加熱・冷却プロセスで割れを生じ易くなる。Ｂについ
ても、これらの理由から上限を０.００３％とする。
【００２７】Ｃ群：Ｃ群は主として非金属介在物の形状
を制御して鋼の加工性を改善する元素であり、ＲＥＭ、
Ｃe、Ｃa、Ｚrの元素群である。鋼の清浄度を劣化させ
ずに形状を制御するためにはそれぞれ０.０５％以下が
望ましい。
を制御して鋼の加工性を改善する元素であり、ＲＥＭ、
Ｃe、Ｃa、Ｚrの元素群である。鋼の清浄度を劣化させ
ずに形状を制御するためにはそれぞれ０.０５％以下が
望ましい。
【００２８】（２）熱処理条件 本発明に供する鋼板は熱延鋼板でも冷延鋼板でもよく、
更には焼入れ焼戻しなどの熱処理材でもよい。鋼の製鋼
から熱間圧延、更には冷間圧延に至る製造プロセスでの
条件は特に規定せず、常法に従って製造すればよい。
更には焼入れ焼戻しなどの熱処理材でもよい。鋼の製鋼
から熱間圧延、更には冷間圧延に至る製造プロセスでの
条件は特に規定せず、常法に従って製造すればよい。
【００２９】但し、最終熱処理に先立って、組織調整の
ための熱処理(前処理)が必要である。すなわち、鋼板を
Ａ3点以上の温度に保持した後、平均冷却速度２０℃／s
以上で４００℃以下の温度まで冷却することによって、
均一なオーステナイト粒から微細なベイナイト或いはマ
ルテンサイトを生成させることが重要である。
ための熱処理(前処理)が必要である。すなわち、鋼板を
Ａ3点以上の温度に保持した後、平均冷却速度２０℃／s
以上で４００℃以下の温度まで冷却することによって、
均一なオーステナイト粒から微細なベイナイト或いはマ
ルテンサイトを生成させることが重要である。
【００３０】しかし、加熱温度がＡ3点未満では最終熱
処理後に十分な延性が付与できない。Ａ3点以上の温度
に保持する時間は特に規定しないが、熱延或いは冷延鋼
板の炭化物がオーステナイト中に固溶するためには数秒
以上で十分である。加熱温度からの冷却速度が小さすぎ
るとポリゴナルフェライト、パーライト等が生成して最
終製品の延性を劣化させるので、冷却速度は２０℃／s
以上とする。また、冷却温度を４００℃以下とする規定
もこの理由による。このような熱処理(前処理)で得られ
る組織は、セメンタイトのラス間隔が極めて小さいこと
が望ましく、連続焼鈍での急冷を活用するのが適してい
る。
処理後に十分な延性が付与できない。Ａ3点以上の温度
に保持する時間は特に規定しないが、熱延或いは冷延鋼
板の炭化物がオーステナイト中に固溶するためには数秒
以上で十分である。加熱温度からの冷却速度が小さすぎ
るとポリゴナルフェライト、パーライト等が生成して最
終製品の延性を劣化させるので、冷却速度は２０℃／s
以上とする。また、冷却温度を４００℃以下とする規定
もこの理由による。このような熱処理(前処理)で得られ
る組織は、セメンタイトのラス間隔が極めて小さいこと
が望ましく、連続焼鈍での急冷を活用するのが適してい
る。
【００３１】前処理後に実施する最終熱処理(本処理)で
は、鋼板を平均加熱速度４℃／s以上で６２０〜７４０
℃の温度まで加熱した後、５分以上保持して冷却する。
この熱処理によって残留オーステナイトを生成させるこ
とができ、鋼板の延性を向上させることができる。
は、鋼板を平均加熱速度４℃／s以上で６２０〜７４０
℃の温度まで加熱した後、５分以上保持して冷却する。
この熱処理によって残留オーステナイトを生成させるこ
とができ、鋼板の延性を向上させることができる。
【００３２】加熱は急速に実施するのがよく、加熱速度
を４℃／s以上に規定する。４℃／s未満の加熱を実施し
た例として、前述の基礎実験での熱処理材を３００℃／
hr(０.０８３℃／s)以下の速度で６７５℃まで加熱し、
同温度に１時間保持して冷却した材料の機械的性質を表
３に示すように、このような徐加熱では優れた延性が得
られない。
を４℃／s以上に規定する。４℃／s未満の加熱を実施し
た例として、前述の基礎実験での熱処理材を３００℃／
hr(０.０８３℃／s)以下の速度で６７５℃まで加熱し、
同温度に１時間保持して冷却した材料の機械的性質を表
３に示すように、このような徐加熱では優れた延性が得
られない。
【００３３】本発明において鋼の高延性を発揮させるた
めには６２０〜７４０℃の温度範囲で５分以上保持する
必要がある。この温度範囲以外ではオーステナイト中へ
のＣ、Ｍnなどの濃縮が小さく、残留オーステナイト生
成が実質期待できない。保持時間が５分よりも短かすぎ
ることも同様の理由である。保持時間の上限は特に規定
しないが、量産での生産性を考慮すると３時間以下が望
ましい。
めには６２０〜７４０℃の温度範囲で５分以上保持する
必要がある。この温度範囲以外ではオーステナイト中へ
のＣ、Ｍnなどの濃縮が小さく、残留オーステナイト生
成が実質期待できない。保持時間が５分よりも短かすぎ
ることも同様の理由である。保持時間の上限は特に規定
しないが、量産での生産性を考慮すると３時間以下が望
ましい。
【００３４】
【表３】
【００３５】このようにして製造した鋼板は、熱処理ま
まで使用できる他、めっき用原板としても使用し得る。
なお、めっきを施す場合は、Ｓi量を０.２％以下とする
のが望ましい。
まで使用できる他、めっき用原板としても使用し得る。
なお、めっきを施す場合は、Ｓi量を０.２％以下とする
のが望ましい。
【００３６】次に本発明の実施例を示す。なお、前記基
礎実験も本発明の実施例足り得ることは云うまでもな
い。
礎実験も本発明の実施例足り得ることは云うまでもな
い。
【００３７】実験室的に溶製した各種化学成分の鋼を粗
圧延して３０mm厚の小型スラブとした。熱間圧延では、
スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９００℃として３
mm厚の鋼板とし、シャワー冷却の後、５００℃にてコイ
ル巻取した。これら鋼板を９００℃で５分間再加熱した
後、３５℃／sで常温まで急冷し、次いで、平均加熱速
度が約９℃／sで、６７５℃に加熱して６０分保持後、
空冷した。一部の熱延まま鋼板については、前処理とし
てのＡ3点以上への加熱・急冷の条件及び最終熱処理(本
処理)条件をも変化させた。以上の熱処理材の表裏面を
研削して２mm厚ＪＩＳ５号引張試験片を加工し、機械的
性質を調べた。
圧延して３０mm厚の小型スラブとした。熱間圧延では、
スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９００℃として３
mm厚の鋼板とし、シャワー冷却の後、５００℃にてコイ
ル巻取した。これら鋼板を９００℃で５分間再加熱した
後、３５℃／sで常温まで急冷し、次いで、平均加熱速
度が約９℃／sで、６７５℃に加熱して６０分保持後、
空冷した。一部の熱延まま鋼板については、前処理とし
てのＡ3点以上への加熱・急冷の条件及び最終熱処理(本
処理)条件をも変化させた。以上の熱処理材の表裏面を
研削して２mm厚ＪＩＳ５号引張試験片を加工し、機械的
性質を調べた。
【００３８】更に、一部の熱延まま鋼板については、
１.５mm厚まで冷間圧延して、前記主要材料と同様の前
処理及び本処理の熱処理を施し、ＪＩＳ５号引張試験片
を加工し、機械的性質を調べた。
１.５mm厚まで冷間圧延して、前記主要材料と同様の前
処理及び本処理の熱処理を施し、ＪＩＳ５号引張試験片
を加工し、機械的性質を調べた。
【００３９】供試鋼の化学成分を表４に、熱処理条件及
び材質を表４に示す。また、強度・伸びバランスを図１
に示す。
び材質を表４に示す。また、強度・伸びバランスを図１
に示す。
【００４０】表５及び図１より、本発明の条件を満足す
る鋼板はいずれも、ＴＳ×Ｅl(Ｎ／mm2・％)の値が２０
０００以上であり、強度と伸びのバランスが極めて優れ
ていることがわかる。
る鋼板はいずれも、ＴＳ×Ｅl(Ｎ／mm2・％)の値が２０
０００以上であり、強度と伸びのバランスが極めて優れ
ていることがわかる。
【００４１】
【表４】
【００４２】
【表５】
【００４３】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
低Ｓi系で高延性の高強度鋼板を提供することができ
る。自動車、建設など薄鋼板をプレス成形して使用する
分野に適しており、特には、低Ｓi系であるのでめっき
鋼板用としても適している。
低Ｓi系で高延性の高強度鋼板を提供することができ
る。自動車、建設など薄鋼板をプレス成形して使用する
分野に適しており、特には、低Ｓi系であるのでめっき
鋼板用としても適している。
【図１】実施例で得られた鋼板の強度・伸びバランスを
示す図である。
示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０.１０〜
０.４０％、Ｍn：２.０〜４.０％、Ａl：０.０１〜０.
１０％を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５)：０.６０％以上
を満足する組成の鋼からなる薄鋼板について、前処理と
して、Ａ3点以上の温度に保持した後、平均冷却速度２
０℃／s以上で４００℃以下の温度まで冷却した後、本
処理として、平均加熱速度４℃／s以上、均熱温度６２
０〜７４０℃、均熱時間５分以上の条件の熱処理を実施
することを特徴とする高延性高強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が、Ｓi≦１.０％、Ｎi≦１.０
％、Ｃr≦１.０％、Ｃu≦１.０％、Ｍo≦０.５％、Ｐ≦
０.１％からなるＡ群、Ｎb≦０.０８％、Ｔi≦０.０８
％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３％からなるＢ群、及
びＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦０.０５％、Ｃa≦０.０５
％、Ｚr≦０.０５％からなるＣ群に含まれる元素を１種
以上含有している鋼である請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12539393A JPH06316729A (ja) | 1993-04-28 | 1993-04-28 | 高延性高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12539393A JPH06316729A (ja) | 1993-04-28 | 1993-04-28 | 高延性高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06316729A true JPH06316729A (ja) | 1994-11-15 |
Family
ID=14909033
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12539393A Withdrawn JPH06316729A (ja) | 1993-04-28 | 1993-04-28 | 高延性高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06316729A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180919A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 曲げ性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法 |
| WO2018220598A1 (en) * | 2017-06-02 | 2018-12-06 | Arcelormittal | Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof |
| CN114875306A (zh) * | 2017-06-01 | 2022-08-09 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于生产具有改善的延性的高强度钢部件的方法以及通过所述方法获得的部件 |
-
1993
- 1993-04-28 JP JP12539393A patent/JPH06316729A/ja not_active Withdrawn
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180919A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 曲げ性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法 |
| CN114875306A (zh) * | 2017-06-01 | 2022-08-09 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于生产具有改善的延性的高强度钢部件的方法以及通过所述方法获得的部件 |
| CN114875306B (zh) * | 2017-06-01 | 2023-04-25 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于生产具有改善的延性的高强度钢部件的方法以及通过所述方法获得的部件 |
| US11976342B2 (en) | 2017-06-01 | 2024-05-07 | Arcelor Mittal | Method for producing high-strength steel parts with improved ductility, and parts obtained by said method |
| WO2018220598A1 (en) * | 2017-06-02 | 2018-12-06 | Arcelormittal | Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof |
| WO2018220430A1 (en) * | 2017-06-02 | 2018-12-06 | Arcelormittal | Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof |
| EP3631022A1 (en) * | 2017-06-02 | 2020-04-08 | ArcelorMittal | Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof |
| JP2020523473A (ja) * | 2017-06-02 | 2020-08-06 | アルセロールミタル | プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法 |
| RU2751717C2 (ru) * | 2017-06-02 | 2021-07-16 | Арселормиттал | Листовая сталь для изготовления подвергнутых закалке под прессом деталей, подвергнутая закалке под прессом деталь, характеризующаяся наличием комбинации из высокой прочности и пластичности при столкновении в ходе аварии, и способы их изготовления |
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| CN114635090B (zh) * | 2017-06-02 | 2023-12-22 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于制造压制硬化部件的钢板、具有高强度和碰撞延性的组合的压制硬化部件及其制造方法 |
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