JPH0132292B2 - - Google Patents
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- JPH0132292B2 JPH0132292B2 JP58162027A JP16202783A JPH0132292B2 JP H0132292 B2 JPH0132292 B2 JP H0132292B2 JP 58162027 A JP58162027 A JP 58162027A JP 16202783 A JP16202783 A JP 16202783A JP H0132292 B2 JPH0132292 B2 JP H0132292B2
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- hot
- steel
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- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、熱延高張力鋼板、特に、引張強さが
50Kgｆ／mm2以上でかつ加工性および靭性のすぐれ
た熱延高張力鋼板の製造法に関する。 従来、鋼を強化する手段として、細粒強化
固溶強化析出強化変態強化などが必要に応じ
単独であるいは組合せて用いられており、特に、
50Kgｆ／mm2以上の引張強さを得る場合には、Nb、
Ti、Ｖ等の強化元素を利用した析出強化が良く
利用される。しかし、そのようにNb、Ti、Ｖ等
の炭窒化物の微細析出による折出強化を利用する
場合、これらの高価な元素の添加を必要とし製造
コストの上昇を免れない。しかも、Nbを利用し
た場合にはスラブの表面欠陥が発生しやすいこと
や、得られる鋼板の異方性が増す欠点がある。一
方、Ｖの場合は、Ｖが他の元素に比較して強化能
が少なく、同じ強度レベルを得るにはより多くの
添加を必要とする。他方、Tiを利用した場合の
最大の問題は、添加したTiの一部が不可避的に
含まれるＮと結合して大型の窒化物であるTi、
Ｎを生成してしまうことである。このTiNは強
化用析出物としては利用できず、したがつて、
Tiで強化するにはTiNとして存在してしまうTi
の量を見越した過剰な量のTiの添加を余儀なく
される。一般に、Tiの所要添加量は、Ti≧0.05
％といわれている。 ところで、熱間圧延プロセスにおける省エネル
ギー対策の一環として連続鋳造熱鋳片の保有熱を
利用して、そのまま直接にあるいは表面温度が中
心温度と同じになるように軽く加熱する軽加熱の
後、熱間圧延する、いわゆる直接圧延法が開発さ
れつつある。このような直接圧延法によれば、従
来、連続鋳造後、一旦室温にまで冷却してしまつ
た冷鋳片を1200〜1300℃の高温に長時間かけて再
加熱するのに必要な莫大な熱エネルギーを節約で
き、有効な省エネルギーを達成できる。しかし、
材質の点からみて、この直接圧延法の最大の難点
は、加工性および靭性の劣化にある。つまり、加
工性や靭性は熱延板の組織が微細な程良好となる
が、しかし、直接圧延法では鋳込みままの粗大γ
粒からの圧延となるため、得られる熱延板の組織
も粗粒となり、加工性や靭性の劣化は避けられな
い。したがつて、直接圧延法は適用鋼種が限定さ
れ、加工性、靭性の余り問題とならない用途のも
のに適用が限られているのが現状である。 本発明は、これらの従来技術の問題を解決する
安価な方法を提供するものであつて、その要旨と
するところは重量％で、 Ｃ：0.06〜0.18％、 Si：0.05％超、0.25％以下、 Mn：0.80％超、1.50％以下、 Al：0.01〜0.05％、 Ti：0.008〜0.045％、 Ｎ：0.005％超、0.0080％以下、 残部鉄および不可避的不純物からなる組成の鋼
の連続鋳造して得られる熱鋳片をAr3点より低温
度に降温させることなく1100℃以下で圧延を開始
し、Ar3点以上で圧延を終了することを特徴とす
る、熱延高張力鋼板の製造法にある。 本発明にあつては、微量Ti添加鋼、特にAlキ
ルド鋼の連続鋳造熱鋳片をAr3点より低温度にま
で降温させずに直接熱間圧延することにより、室
温からの再加熱による従来法では強度向上に寄与
しなかつたような微量のTiの添加で鋼を析出強
化するのであつて、連続鋳造熱鋳片をAr3点未満
にまで降温させないことおよびTi量が非常に少
ないことの相乗効果にて、大型窒素化物である
TiNの生成が抑制され、予想外にもむしろ圧延
中または圧延後に微細Ti（Ｃ、Ｎ）が析出して微
量Ti添加でも鋼が強化されるのである。 したがつて、本発明によれば、後述する軽加熱
を行う場合も包含するいわゆる直接圧延法を採用
することによつて大巾な省エネルギーが実現され
るばかりでなく、そのような直接圧延法と組合せ
ることによつて、従来法では考えられなかつた程
の微量のTi添加だけで、従来のような多量のTi
添加あるいはより高価なNb、Ｖ添加に匹敵する
強度レベルの熱延鋼板が、低コストで得られるの
である。 ここに、微量Ti添加鋼の直接圧延材の強度が
向上する理由は以下のように考えられる。 従来法の再加熱圧延法では、熱鋳片を室温にま
で徐冷するが、その徐冷の際に、TiはまずＮと
結合し、粗大なTiNとして析出し、また過剰気
味にTiを添加した場合、TiはＣと結合し、TiC
として析出する。次いで、熱間圧延に先立つて、
この鋳片を1200℃以上の高温に再加熱するが、そ
の場合、TiNは再固溶せず、粗大析出物として
そのまま存在し、また過剰にTiを添加した鋼を
加熱した場合、TiCは固溶するが、大部分は固溶
しなかつた粗大な析出物であるTiNを析出サイ
トとして圧延中に析出し、結局は粗大析出物の一
部として存在するため、熱間圧延中の析出物は殆
どすべて粗大なものとなり、鋼の強化因子として
は寄与しない。しかしながら、本発明における如
く、直接圧延法では、連続鋳造による熱鋳片が
Ar3点未満に降温されないことと、添加したTi量
がわずかであることのため、粗大なTiNの生成
が遅れ、添加したTiの一部は微細なTiNとして
析出し、残りの大部分のTiは固溶状態にあり、
圧延中または圧延後にTi（Ｃ、Ｎ）として微細に
析出して、γ結晶粒の再結晶を阻止して微細組織
が確保されると共にTi（Ｃ、Ｎ）の析出強化にて
鋼の強化に寄与する。 さらに、本発明によれば靭性改善を目的にγ結
晶粒の微細化を図るために熱間圧延開始温度を
1100℃以下に制限する。したがつて、本発明では
上述のように強度ばかりでなく、延性、加工性を
改善するとともに靭性、特に低温靭性の向上を図
ることができる。そして予想外にも本発明により
熱間圧延時に結晶粒が微細化されると、Si、Mn
の多量添加による延性劣化が相殺されるばかりで
なく、Ｎの多量添加による粗大析出物の生成も防
止されるなど、Ti添加鋼へ直接圧延法を適用す
ることによる強化作用が一層促進され、引張強さ
50Kgｆ／mm2以上でかつ加工性および靭性のいずれ
にもすぐれた熱延鋼板が製造できるのである。 次に、本発明における上述のような鋼組成およ
び熱間圧延条件についての限定理由を説明する。 鋼組成： Ｃは鋼を安価に強化する元素であり、0.06％未
満では必要とする50Kgｆ／mm2以上の強度が得られ
ないが、一方、0.18％超では加工性、靭性、更に
は溶接性も劣化するので、本発明にあつては0.06
％以上、0.18％以下とする。 Siは脱酸元素および鋼の強化元素として有効で
あり、0.05％以下ではその効果がなく、一方、
0.25％超ではいわゆる島状スケールが発生し、加
工性の劣化がみられまた鋼板表面の外観を損な
う。 MnはＣと並んで鋼の強化に有効であるが、
0.80％以下では所要の強度が得られない。一方、
1.50％超では加工性が劣化する。 Alはその脱酸作用により鋼の健全化を図るた
めに添加されるが、0.01％未満ではその効果がな
く、0.05％超ではその効果が飽和する。 ＮおよびTiは、本発明において重要な構成因
子であり、後述する連続鋳造と熱間圧延とを連結
した直接圧延法を前提に、得られる熱延板の強
化、延性および靭性の向上を図るために添加され
る。つまり、Ｎが0.005％以下では組織の微細化
が図れず、一方、Ｎが0.0080％超では前述の粗大
窒化物TiNを形成しやすくなるので、本発明で
目的とするような上述の効果が図れない。なお、
本発明に係る方法では、熱間圧延前に微細な
TiNが存在しており、この微細析出物あるは一
部圧延により析出したTi（Ｃ、Ｎ）が熱間圧延中
におけるγ結晶粒の再結晶を抑制し、そのため圧
延前のγ結晶粒が鋳造ままの粗大なものであつて
も、圧延後のγ結晶粒は圧延による組織微細化効
果により微細となり、低温靭性、加工性を改善す
る。しかし、Ｎ：0.0080％超では粗大なTiNが生
成しやすくなり、このような効果は期待できな
い。一方、Ｎ：0.005％以下では、添加したTiは
すべて固溶状態にあり、この固溶Tiによるγ結
晶粒の再結晶抑制−細粒化効果は僅かである。し
たがつて、Ｎは0.005％超、0.0080％以下に制限
する。一方、Tlについても、上述の直接圧延法
にあつては、Ｎ：0.005％超、0.0080％以下であ
る限り、Ti：0.008〜0.045％であれば、粗大窒化
物TiNの生成を防止するとともに、析出硬化に
十分なだけのTi（Ｃ、Ｎ）の微細析出が可能とな
る。すなわち、Ti量が0.008％未満では、微細析
出するTi量が少なく、強化能は少ないが、一方、
Ti量が0.045％超では粗大なTiNの生成が促進さ
れるため、本発明にあつては、Ti量を0.008〜
0.045％とする。 熱間圧延条件： 本発明にあつては、既に繰り返し述べてきたよ
うに、いわゆる直接圧延法を採用するが、ここに
直接圧延法とは、連続鋳造により得られる熱鋳片
を加熱炉を経ることなく直接に熱間圧延する方法
ばかりでなく、鋳片の表面温度が中心温度と同じ
になるような従来の再加熱法よりはるかに短い、
高々90分以内の軽加熱を行つてから熱間圧延する
方法をも包含する。 かかる直接圧延法において、本発明に従えば、
連続鋳造鋳片はAr3点より低い温度に降温される
ことなく熱間圧延が開始されるが、これは一旦
Ar3点を越えて降温されると、既に述べたように
粗大なTiNの生成が促進されるからである。 圧延開始温度は、前述のγ結晶粒の再結晶抑制
を十分に行なわせるには1100℃以下で圧延する必
要がある。1100℃を越えた温度での高温圧延で
は、再結晶および再結晶粒の成長性が速くなり、
目的とするγ結晶粒の微細化が図れない。 圧延仕上温度をAr3点以上に限定するのは、
Ar3点より低い温度での圧延は、フエライトを圧
延することになり、加工性が大幅に劣化するから
である。 なお、本発明にあつては巻取温度は特に制限さ
れないが、好ましくは450℃以上で行う。 次に実施例によつて本発明をさらに詳述する。 実施例 １ 第１表に示す鋼組成をベースに、これにTiを
０〜0.05％添加した一連の鋼組成をもつた厚さ
250mmの連続鋳造熱鋳片をAr3点より低温に降温
させることなくそのまま第２表の条件下で厚さ
2.6mmにまで熱間圧延した。
50Kgｆ／mm2以上でかつ加工性および靭性のすぐれ
た熱延高張力鋼板の製造法に関する。 従来、鋼を強化する手段として、細粒強化
固溶強化析出強化変態強化などが必要に応じ
単独であるいは組合せて用いられており、特に、
50Kgｆ／mm2以上の引張強さを得る場合には、Nb、
Ti、Ｖ等の強化元素を利用した析出強化が良く
利用される。しかし、そのようにNb、Ti、Ｖ等
の炭窒化物の微細析出による折出強化を利用する
場合、これらの高価な元素の添加を必要とし製造
コストの上昇を免れない。しかも、Nbを利用し
た場合にはスラブの表面欠陥が発生しやすいこと
や、得られる鋼板の異方性が増す欠点がある。一
方、Ｖの場合は、Ｖが他の元素に比較して強化能
が少なく、同じ強度レベルを得るにはより多くの
添加を必要とする。他方、Tiを利用した場合の
最大の問題は、添加したTiの一部が不可避的に
含まれるＮと結合して大型の窒化物であるTi、
Ｎを生成してしまうことである。このTiNは強
化用析出物としては利用できず、したがつて、
Tiで強化するにはTiNとして存在してしまうTi
の量を見越した過剰な量のTiの添加を余儀なく
される。一般に、Tiの所要添加量は、Ti≧0.05
％といわれている。 ところで、熱間圧延プロセスにおける省エネル
ギー対策の一環として連続鋳造熱鋳片の保有熱を
利用して、そのまま直接にあるいは表面温度が中
心温度と同じになるように軽く加熱する軽加熱の
後、熱間圧延する、いわゆる直接圧延法が開発さ
れつつある。このような直接圧延法によれば、従
来、連続鋳造後、一旦室温にまで冷却してしまつ
た冷鋳片を1200〜1300℃の高温に長時間かけて再
加熱するのに必要な莫大な熱エネルギーを節約で
き、有効な省エネルギーを達成できる。しかし、
材質の点からみて、この直接圧延法の最大の難点
は、加工性および靭性の劣化にある。つまり、加
工性や靭性は熱延板の組織が微細な程良好となる
が、しかし、直接圧延法では鋳込みままの粗大γ
粒からの圧延となるため、得られる熱延板の組織
も粗粒となり、加工性や靭性の劣化は避けられな
い。したがつて、直接圧延法は適用鋼種が限定さ
れ、加工性、靭性の余り問題とならない用途のも
のに適用が限られているのが現状である。 本発明は、これらの従来技術の問題を解決する
安価な方法を提供するものであつて、その要旨と
するところは重量％で、 Ｃ：0.06〜0.18％、 Si：0.05％超、0.25％以下、 Mn：0.80％超、1.50％以下、 Al：0.01〜0.05％、 Ti：0.008〜0.045％、 Ｎ：0.005％超、0.0080％以下、 残部鉄および不可避的不純物からなる組成の鋼
の連続鋳造して得られる熱鋳片をAr3点より低温
度に降温させることなく1100℃以下で圧延を開始
し、Ar3点以上で圧延を終了することを特徴とす
る、熱延高張力鋼板の製造法にある。 本発明にあつては、微量Ti添加鋼、特にAlキ
ルド鋼の連続鋳造熱鋳片をAr3点より低温度にま
で降温させずに直接熱間圧延することにより、室
温からの再加熱による従来法では強度向上に寄与
しなかつたような微量のTiの添加で鋼を析出強
化するのであつて、連続鋳造熱鋳片をAr3点未満
にまで降温させないことおよびTi量が非常に少
ないことの相乗効果にて、大型窒素化物である
TiNの生成が抑制され、予想外にもむしろ圧延
中または圧延後に微細Ti（Ｃ、Ｎ）が析出して微
量Ti添加でも鋼が強化されるのである。 したがつて、本発明によれば、後述する軽加熱
を行う場合も包含するいわゆる直接圧延法を採用
することによつて大巾な省エネルギーが実現され
るばかりでなく、そのような直接圧延法と組合せ
ることによつて、従来法では考えられなかつた程
の微量のTi添加だけで、従来のような多量のTi
添加あるいはより高価なNb、Ｖ添加に匹敵する
強度レベルの熱延鋼板が、低コストで得られるの
である。 ここに、微量Ti添加鋼の直接圧延材の強度が
向上する理由は以下のように考えられる。 従来法の再加熱圧延法では、熱鋳片を室温にま
で徐冷するが、その徐冷の際に、TiはまずＮと
結合し、粗大なTiNとして析出し、また過剰気
味にTiを添加した場合、TiはＣと結合し、TiC
として析出する。次いで、熱間圧延に先立つて、
この鋳片を1200℃以上の高温に再加熱するが、そ
の場合、TiNは再固溶せず、粗大析出物として
そのまま存在し、また過剰にTiを添加した鋼を
加熱した場合、TiCは固溶するが、大部分は固溶
しなかつた粗大な析出物であるTiNを析出サイ
トとして圧延中に析出し、結局は粗大析出物の一
部として存在するため、熱間圧延中の析出物は殆
どすべて粗大なものとなり、鋼の強化因子として
は寄与しない。しかしながら、本発明における如
く、直接圧延法では、連続鋳造による熱鋳片が
Ar3点未満に降温されないことと、添加したTi量
がわずかであることのため、粗大なTiNの生成
が遅れ、添加したTiの一部は微細なTiNとして
析出し、残りの大部分のTiは固溶状態にあり、
圧延中または圧延後にTi（Ｃ、Ｎ）として微細に
析出して、γ結晶粒の再結晶を阻止して微細組織
が確保されると共にTi（Ｃ、Ｎ）の析出強化にて
鋼の強化に寄与する。 さらに、本発明によれば靭性改善を目的にγ結
晶粒の微細化を図るために熱間圧延開始温度を
1100℃以下に制限する。したがつて、本発明では
上述のように強度ばかりでなく、延性、加工性を
改善するとともに靭性、特に低温靭性の向上を図
ることができる。そして予想外にも本発明により
熱間圧延時に結晶粒が微細化されると、Si、Mn
の多量添加による延性劣化が相殺されるばかりで
なく、Ｎの多量添加による粗大析出物の生成も防
止されるなど、Ti添加鋼へ直接圧延法を適用す
ることによる強化作用が一層促進され、引張強さ
50Kgｆ／mm2以上でかつ加工性および靭性のいずれ
にもすぐれた熱延鋼板が製造できるのである。 次に、本発明における上述のような鋼組成およ
び熱間圧延条件についての限定理由を説明する。 鋼組成： Ｃは鋼を安価に強化する元素であり、0.06％未
満では必要とする50Kgｆ／mm2以上の強度が得られ
ないが、一方、0.18％超では加工性、靭性、更に
は溶接性も劣化するので、本発明にあつては0.06
％以上、0.18％以下とする。 Siは脱酸元素および鋼の強化元素として有効で
あり、0.05％以下ではその効果がなく、一方、
0.25％超ではいわゆる島状スケールが発生し、加
工性の劣化がみられまた鋼板表面の外観を損な
う。 MnはＣと並んで鋼の強化に有効であるが、
0.80％以下では所要の強度が得られない。一方、
1.50％超では加工性が劣化する。 Alはその脱酸作用により鋼の健全化を図るた
めに添加されるが、0.01％未満ではその効果がな
く、0.05％超ではその効果が飽和する。 ＮおよびTiは、本発明において重要な構成因
子であり、後述する連続鋳造と熱間圧延とを連結
した直接圧延法を前提に、得られる熱延板の強
化、延性および靭性の向上を図るために添加され
る。つまり、Ｎが0.005％以下では組織の微細化
が図れず、一方、Ｎが0.0080％超では前述の粗大
窒化物TiNを形成しやすくなるので、本発明で
目的とするような上述の効果が図れない。なお、
本発明に係る方法では、熱間圧延前に微細な
TiNが存在しており、この微細析出物あるは一
部圧延により析出したTi（Ｃ、Ｎ）が熱間圧延中
におけるγ結晶粒の再結晶を抑制し、そのため圧
延前のγ結晶粒が鋳造ままの粗大なものであつて
も、圧延後のγ結晶粒は圧延による組織微細化効
果により微細となり、低温靭性、加工性を改善す
る。しかし、Ｎ：0.0080％超では粗大なTiNが生
成しやすくなり、このような効果は期待できな
い。一方、Ｎ：0.005％以下では、添加したTiは
すべて固溶状態にあり、この固溶Tiによるγ結
晶粒の再結晶抑制−細粒化効果は僅かである。し
たがつて、Ｎは0.005％超、0.0080％以下に制限
する。一方、Tlについても、上述の直接圧延法
にあつては、Ｎ：0.005％超、0.0080％以下であ
る限り、Ti：0.008〜0.045％であれば、粗大窒化
物TiNの生成を防止するとともに、析出硬化に
十分なだけのTi（Ｃ、Ｎ）の微細析出が可能とな
る。すなわち、Ti量が0.008％未満では、微細析
出するTi量が少なく、強化能は少ないが、一方、
Ti量が0.045％超では粗大なTiNの生成が促進さ
れるため、本発明にあつては、Ti量を0.008〜
0.045％とする。 熱間圧延条件： 本発明にあつては、既に繰り返し述べてきたよ
うに、いわゆる直接圧延法を採用するが、ここに
直接圧延法とは、連続鋳造により得られる熱鋳片
を加熱炉を経ることなく直接に熱間圧延する方法
ばかりでなく、鋳片の表面温度が中心温度と同じ
になるような従来の再加熱法よりはるかに短い、
高々90分以内の軽加熱を行つてから熱間圧延する
方法をも包含する。 かかる直接圧延法において、本発明に従えば、
連続鋳造鋳片はAr3点より低い温度に降温される
ことなく熱間圧延が開始されるが、これは一旦
Ar3点を越えて降温されると、既に述べたように
粗大なTiNの生成が促進されるからである。 圧延開始温度は、前述のγ結晶粒の再結晶抑制
を十分に行なわせるには1100℃以下で圧延する必
要がある。1100℃を越えた温度での高温圧延で
は、再結晶および再結晶粒の成長性が速くなり、
目的とするγ結晶粒の微細化が図れない。 圧延仕上温度をAr3点以上に限定するのは、
Ar3点より低い温度での圧延は、フエライトを圧
延することになり、加工性が大幅に劣化するから
である。 なお、本発明にあつては巻取温度は特に制限さ
れないが、好ましくは450℃以上で行う。 次に実施例によつて本発明をさらに詳述する。 実施例 １ 第１表に示す鋼組成をベースに、これにTiを
０〜0.05％添加した一連の鋼組成をもつた厚さ
250mmの連続鋳造熱鋳片をAr3点より低温に降温
させることなくそのまま第２表の条件下で厚さ
2.6mmにまで熱間圧延した。
【表】
【表】
得られた熱延材の機械的強度を測定し、それら
をTi含有量に対してまとめ、第１図にグラフで
示す。 図示データより明らかなように、従来の再加熱
圧延法では強度向上にほとんど寄与しないTi≦
0.045％域でも本発明に係る方法では大幅な鋼の
強化が可能であることが分かる。なお、図中、従
来法によるものは白丸で示す。 実施例 ２ 第３表に示す鋼組成をベースにして、これにＮ
を0.0015〜0.0120％添加した一連の鋼組成をもつ
た厚さ200mmの連続鋳造熱鋳片を、Ar3点より低
温に降温させることなくそのまま第４表の条件下
で厚さ2.8mmにまで熱間圧延した。
をTi含有量に対してまとめ、第１図にグラフで
示す。 図示データより明らかなように、従来の再加熱
圧延法では強度向上にほとんど寄与しないTi≦
0.045％域でも本発明に係る方法では大幅な鋼の
強化が可能であることが分かる。なお、図中、従
来法によるものは白丸で示す。 実施例 ２ 第３表に示す鋼組成をベースにして、これにＮ
を0.0015〜0.0120％添加した一連の鋼組成をもつ
た厚さ200mmの連続鋳造熱鋳片を、Ar3点より低
温に降温させることなくそのまま第４表の条件下
で厚さ2.8mmにまで熱間圧延した。
【表】
【表】
得られた熱延材について強度、靭性および加工
性を評価した。結果は第２図にＮ含有量に対して
まとめてグラフで示す。 図示データより明らかなように、Ｎ：0.0080％
以下では鋼の大幅な強化を図ることができる。こ
れは、Ｎ：0.0080％超では、添加したTiが前述の
強度に寄与しない粗大なTiNを生成するためで
ある。他方、靭性および加工性は、本発明の範囲
内のＮ：0.005％超、0.0080％以下においても良
好となつている。これは、熱間圧延中の再結晶抑
制によるγ結晶粒の細粒化に基づく。 実施例 ３ 第５表に示す鋼組成の一連の供試鋼を、実施例
１および２と同様に転炉溶製し、連続鋳造し、得
られた厚さ250mmの連続鋳造熱鋳片を同じく第５
表に示す条件にて3.0mm厚まで熱間圧延し、コイ
ルとした。製造された熱延板の機械的特性を同じ
く第５表にまとめて示す。 第５表に示す結果からも、本発明に係る方法で
製造された鋼板は、微量のTiで大幅な強化が可
能で、かつ優れた加工性、靭性を有していること
が分かる。
性を評価した。結果は第２図にＮ含有量に対して
まとめてグラフで示す。 図示データより明らかなように、Ｎ：0.0080％
以下では鋼の大幅な強化を図ることができる。こ
れは、Ｎ：0.0080％超では、添加したTiが前述の
強度に寄与しない粗大なTiNを生成するためで
ある。他方、靭性および加工性は、本発明の範囲
内のＮ：0.005％超、0.0080％以下においても良
好となつている。これは、熱間圧延中の再結晶抑
制によるγ結晶粒の細粒化に基づく。 実施例 ３ 第５表に示す鋼組成の一連の供試鋼を、実施例
１および２と同様に転炉溶製し、連続鋳造し、得
られた厚さ250mmの連続鋳造熱鋳片を同じく第５
表に示す条件にて3.0mm厚まで熱間圧延し、コイ
ルとした。製造された熱延板の機械的特性を同じ
く第５表にまとめて示す。 第５表に示す結果からも、本発明に係る方法で
製造された鋼板は、微量のTiで大幅な強化が可
能で、かつ優れた加工性、靭性を有していること
が分かる。
【表】
【表】
(注)＊〓本発明範囲外
第１図および第２図は、本発明方法によつて得
られた熱延板の各機械的特性を、比較例のそれと
ともに、それぞれTi含有量およびＮ含有量に対
してまとめて示すグラフである。
られた熱延板の各機械的特性を、比較例のそれと
ともに、それぞれTi含有量およびＮ含有量に対
してまとめて示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：0.06〜0.18％、 Si：0.05％超、0.25％以下、 Mn：0.80％超、1.50％以下、 Al：0.01〜0.05％、 Ti：0.008〜0.045％、 Ｎ：0.005％超、0.0080％以下、 残部鉄および不可避的不純物からなる組成の鋼
の連続鋳造して得られる熱鋳片をAr3点より低温
度に降温させることなく1100℃以下で圧延を開始
し、Ar3点以上で圧延を終了することを特徴とす
る、熱延高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16202783A JPS6056024A (ja) | 1983-09-05 | 1983-09-05 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16202783A JPS6056024A (ja) | 1983-09-05 | 1983-09-05 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6056024A JPS6056024A (ja) | 1985-04-01 |
| JPH0132292B2 true JPH0132292B2 (ja) | 1989-06-30 |
Family
ID=15746677
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16202783A Granted JPS6056024A (ja) | 1983-09-05 | 1983-09-05 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6056024A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5514227A (en) * | 1992-09-08 | 1996-05-07 | Bethlehem Steel Corporation | Method of preparing titanium-bearing low-cost structural steel |
| US5507886A (en) * | 1992-09-08 | 1996-04-16 | Bethlehem Steel Corporation | Method for preparing titanium-bearing low-cost structural steel |
| CN106702274B (zh) * | 2016-12-01 | 2018-12-21 | 武汉钢铁有限公司 | 各向性能均匀的14.5mm厚专用汽车轮辐钢及其制造方法和应用 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57194214A (en) * | 1981-05-23 | 1982-11-29 | Nippon Steel Corp | Production of high ductility and high yield point steel |
-
1983
- 1983-09-05 JP JP16202783A patent/JPS6056024A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6056024A (ja) | 1985-04-01 |
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