JPH02163314A - 冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH02163314A JPH02163314A JP31704088A JP31704088A JPH02163314A JP H02163314 A JPH02163314 A JP H02163314A JP 31704088 A JP31704088 A JP 31704088A JP 31704088 A JP31704088 A JP 31704088A JP H02163314 A JPH02163314 A JP H02163314A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、冷間加工用鋼の製造方法に関し、さらに詳し
くは、直接焼入れのままによる冷間加工用低降伏比高張
力鋼の製造方法に関するものである。
くは、直接焼入れのままによる冷間加工用低降伏比高張
力鋼の製造方法に関するものである。
(従来の技術)
従来、引張強さ70〜90kgf/mm”扱高張力鋼を
製造する場合、C−C−3i−系に必要に応じてCu、
Ni。
製造する場合、C−C−3i−系に必要に応じてCu、
Ni。
Cr、 Mo、 V 、 B等を含む鋼片を、常法に従
って熱間圧延し、その後に、焼入れ焼戻し処理を行って
製造する方法が良く知られている。また、最近では、高
張力鋼の製造方法として、圧延終了後直ちに圧延ライン
内の冷却装置で焼入れする所謂直接焼入れ焼戻し法も良
く知られている。
って熱間圧延し、その後に、焼入れ焼戻し処理を行って
製造する方法が良く知られている。また、最近では、高
張力鋼の製造方法として、圧延終了後直ちに圧延ライン
内の冷却装置で焼入れする所謂直接焼入れ焼戻し法も良
く知られている。
また、引張強さ50〜70kgf/an”級冷間加工用
高張力鋼の製造方法は、特開昭57−126916号が
ある(発明が解決しようとする課題) 前述したように、焼入れ焼戻し又は直接焼入れ焼戻しに
よる製造方法は、高い引張強さと、高い降伏強さを得る
ことは容易であるが、このため、降伏比が高くなり、焼
入れ焼戻し処理による引張強さ70〜90kgf/am
”扱高張力鋼では降伏比は85〜95%にも達する。
高張力鋼の製造方法は、特開昭57−126916号が
ある(発明が解決しようとする課題) 前述したように、焼入れ焼戻し又は直接焼入れ焼戻しに
よる製造方法は、高い引張強さと、高い降伏強さを得る
ことは容易であるが、このため、降伏比が高くなり、焼
入れ焼戻し処理による引張強さ70〜90kgf/am
”扱高張力鋼では降伏比は85〜95%にも達する。
このため、焼入れ焼戻し法による高張力鋼は冷間加工を
行う場合、加工が困難でしかも寸法精度が出しにくいと
いう欠点を有している。
行う場合、加工が困難でしかも寸法精度が出しにくいと
いう欠点を有している。
冷間加工に供される鋼においては、加工によって鋼に降
伏強さ以上の応力が付与されるため、焼入れ時に発生し
た鋼中の残留応力は問題とはならない、このため、加工
の困難さを無視すれば、従来法による焼入れのまま又は
直接焼入れのままの鋼は、冷間加工用として使用可能の
ように思えるが、従来法での焼入れのまま又は直接焼入
れのままでは強度が高すぎまた靭性が掻端に劣っている
ため、現実には使用されていない。
伏強さ以上の応力が付与されるため、焼入れ時に発生し
た鋼中の残留応力は問題とはならない、このため、加工
の困難さを無視すれば、従来法による焼入れのまま又は
直接焼入れのままの鋼は、冷間加工用として使用可能の
ように思えるが、従来法での焼入れのまま又は直接焼入
れのままでは強度が高すぎまた靭性が掻端に劣っている
ため、現実には使用されていない。
一方、靭性向上策としては、鋼中の低炭素化及び/又は
結晶粒の微細化が、−Cに良くしられているが、これら
は何れも、鋼の降伏比を上昇させることがら冷間加工用
鋼の製造方法に適用することはできない。
結晶粒の微細化が、−Cに良くしられているが、これら
は何れも、鋼の降伏比を上昇させることがら冷間加工用
鋼の製造方法に適用することはできない。
また、焼戻し処理は経済性の点からも好ましいものでは
ない。
ない。
(課題を解決するための手段)
本発明は、上記に説明した冷間加工用高張力鋼の製造方
法の問題点に鑑み、本発明者らが強度向上効果と経済性
の点で有利な直接焼入れままの鋼について、化学成分、
加熱条件及び圧延条件と降伏比との関係、さらには、靭
性との関係について、詳細な検討を行い、通常用いられ
ている添加量以上のCuとNiを共に含んだ鋼片を用い
、仕上げ圧延過程において、オーステナイト粒に加工歪
みを十分付与して、圧延終了後直ちに直接焼入れを行う
ことにより降伏比が低下するという知見を得て完成され
たもので、その第1発明は、c 0.03〜0.07%
、Si 0.l0=0.60%、Mn 1.20〜
2.50%、Cu 0.80〜2.00%、Ni
0.30〜3.50%、Nb 0.0+、0〜0.08
0%、Al 0.010〜0.080%を含み、残部
Fe及び不可避不純物から成る鋼片を、950〜115
0℃の温度停囲に加熱した後、粗圧延を行い、その後の
仕上げ圧延は、開始塩層Tは900〜700 ’Cの温
度範囲、累積圧下率R(%)は下記■弐で得られる値以
上、圧延終了温度は当該鋼片のAr2変態点以上で行い
、仕上げ圧延終了後直接焼入れするものである。
法の問題点に鑑み、本発明者らが強度向上効果と経済性
の点で有利な直接焼入れままの鋼について、化学成分、
加熱条件及び圧延条件と降伏比との関係、さらには、靭
性との関係について、詳細な検討を行い、通常用いられ
ている添加量以上のCuとNiを共に含んだ鋼片を用い
、仕上げ圧延過程において、オーステナイト粒に加工歪
みを十分付与して、圧延終了後直ちに直接焼入れを行う
ことにより降伏比が低下するという知見を得て完成され
たもので、その第1発明は、c 0.03〜0.07%
、Si 0.l0=0.60%、Mn 1.20〜
2.50%、Cu 0.80〜2.00%、Ni
0.30〜3.50%、Nb 0.0+、0〜0.08
0%、Al 0.010〜0.080%を含み、残部
Fe及び不可避不純物から成る鋼片を、950〜115
0℃の温度停囲に加熱した後、粗圧延を行い、その後の
仕上げ圧延は、開始塩層Tは900〜700 ’Cの温
度範囲、累積圧下率R(%)は下記■弐で得られる値以
上、圧延終了温度は当該鋼片のAr2変態点以上で行い
、仕上げ圧延終了後直接焼入れするものである。
R=0.15T −75(%) −■
また、第2発明は前記第1発明の条件に加えて、さらに
、Cr 0.10=1.50%、Mo 0.05〜
0.50%、v o、oto 〜o、ioo %、Ti
0.005〜0.020 %、Ca0.0005〜0
.0050%の内から選んだ1種又は2種以上を含むも
のである。
、Cr 0.10=1.50%、Mo 0.05〜
0.50%、v o、oto 〜o、ioo %、Ti
0.005〜0.020 %、Ca0.0005〜0
.0050%の内から選んだ1種又は2種以上を含むも
のである。
(作用)
以下、本発明の作用について発明者らの実験結果等に基
ずいて得られた知見を中心に詳述して行くことにする。
ずいて得られた知見を中心に詳述して行くことにする。
先ずは、本発明に規定される鋼中成分から説明を始める
る。
る。
Cは、強度の確保及び降伏比を低く抑えるために必要な
元素であり、0.03%以上添加する必要がある。しか
し、0.07%を越えて添加すると靭性をt員なうため
、その添加量は0.03〜0.07%とする。
元素であり、0.03%以上添加する必要がある。しか
し、0.07%を越えて添加すると靭性をt員なうため
、その添加量は0.03〜0.07%とする。
Siは、脱酸元素であり、0,10%以上添加する必要
がある。しかし、過度の添加は靭性を劣化させるため、
上限は0.60%とする。
がある。しかし、過度の添加は靭性を劣化させるため、
上限は0.60%とする。
Mnは、強度の上昇に有効な元素であり、l、20%以
上添加する必要がある。しかし、2.50%を越えて添
加すると靭性を1員なうため、その添加量は1.20〜
2.50%とする。
上添加する必要がある。しかし、2.50%を越えて添
加すると靭性を1員なうため、その添加量は1.20〜
2.50%とする。
Cuは、降伏比を低く抑えて強度上昇をもたらす元素で
あり、0.80%以上添加する必要がある。しかし、過
度の添加は靭性を劣化させるため、上限は2.00%と
する。
あり、0.80%以上添加する必要がある。しかし、過
度の添加は靭性を劣化させるため、上限は2.00%と
する。
Niは、Cuとの複合添加により降伏比を低く抑える効
果があり、このためには0.30%以上の添加が必要で
ある。しかし、経済性の点から上限は3.50%とする
。
果があり、このためには0.30%以上の添加が必要で
ある。しかし、経済性の点から上限は3.50%とする
。
Nbは、オーステナイトの再結晶を遅らせる元素であり
、オーステナイト粒への加工歪みの付与に不可欠の元素
であり、o、oio%以上の添加でこの効果を発揮する
。 0.080%を越えて添加すると溶接部の靭性が劣
化するため、その添加量は0.010〜0.080%と
する。
、オーステナイト粒への加工歪みの付与に不可欠の元素
であり、o、oio%以上の添加でこの効果を発揮する
。 0.080%を越えて添加すると溶接部の靭性が劣
化するため、その添加量は0.010〜0.080%と
する。
A1は、脱酸元素であり、0.010%以上添加する必
要がある。 0.080%を越えて添加すると靭性が劣
化するため、その添加量はo、oto〜0.080%と
する。
要がある。 0.080%を越えて添加すると靭性が劣
化するため、その添加量はo、oto〜0.080%と
する。
上記の元素の他に、強度上昇、靭性向上の点から下記の
元素を1種又は2種以上添加しても本発明の効果はti
なわれるものではない。
元素を1種又は2種以上添加しても本発明の効果はti
なわれるものではない。
C「は、強度上昇に有効な元素であり、0.10%以上
の添加が必要であるやしかし、靭性、溶接性の点から上
限は1.50%とする。
の添加が必要であるやしかし、靭性、溶接性の点から上
限は1.50%とする。
Moは、強度上昇に有効な元素であり、0.05%以上
の添加が必要である。しかし、靭性の点から上限は0.
50%とする。
の添加が必要である。しかし、靭性の点から上限は0.
50%とする。
Vは、o、oto%以上の添加で強度上昇の効果を発揮
するが、0.100%を越えると靭性が劣化するため、
その添加量は0.010〜0.100%とする。
するが、0.100%を越えると靭性が劣化するため、
その添加量は0.010〜0.100%とする。
Tiは、母材及び溶接部の靭性の向上に有効な元素であ
り、0.005%以上の添加が必要である。
り、0.005%以上の添加が必要である。
0.020%を越えると靭性が劣化するため、その添加
量はo、oos〜0.020%とする。
量はo、oos〜0.020%とする。
Caは、MnSの形態制御をし靭性の向上に有効な元素
であり、0.0005%以上の添加が必要である。
であり、0.0005%以上の添加が必要である。
0.0050%を越えると靭性が劣化するため、その添
加量は0.0005〜o、ooso%とする。
加量は0.0005〜o、ooso%とする。
次に、加熱温度と圧延条件の限定理由について述べる。
加熱AKの上限を1150℃としたのは、これ以上の温
度では加熱時のオーステナイト粒が粗大化し、その後の
仕上げ圧延での効果が十分得られず製品の靭性を劣化さ
せるためである。また、加熱温度の下限を950 ’C
としたのは、950℃未満ではオーステナイト粒への加
工歪みの付与に必要な固溶Nbが得られないためである
。従って、加熱温度は950〜115(1℃の範囲とす
る。
度では加熱時のオーステナイト粒が粗大化し、その後の
仕上げ圧延での効果が十分得られず製品の靭性を劣化さ
せるためである。また、加熱温度の下限を950 ’C
としたのは、950℃未満ではオーステナイト粒への加
工歪みの付与に必要な固溶Nbが得られないためである
。従って、加熱温度は950〜115(1℃の範囲とす
る。
上記、温度範囲に加熱された鋼片は、粗圧延の後に仕上
げ圧延される。オーステナイト粒への加工歪みの付与に
は、オーステナイト低温域での圧延が有効であり、90
0℃を越える温度ではこの効果が小さいため、仕上げ圧
延開始温度Tは900℃以下とする。また、700℃未
満では鋼片の変形抵抗が上昇し、工業的生産には適して
いない、従って、仕−Fげ圧延開始温度Tは900〜7
00℃とする仕−Lげ圧延時の累積圧下率Rについて、
以下に説明する。
げ圧延される。オーステナイト粒への加工歪みの付与に
は、オーステナイト低温域での圧延が有効であり、90
0℃を越える温度ではこの効果が小さいため、仕上げ圧
延開始温度Tは900℃以下とする。また、700℃未
満では鋼片の変形抵抗が上昇し、工業的生産には適して
いない、従って、仕−Fげ圧延開始温度Tは900〜7
00℃とする仕−Lげ圧延時の累積圧下率Rについて、
以下に説明する。
本発明者らはCuとNiを含む鋼片の仕上げ圧延過程に
おいて、オーステナイト粒に加工歪みを十分に付与し、
圧延終了後直ちに直接焼入れをすることによって鋼の降
伏比が低下する知見を得た。
おいて、オーステナイト粒に加工歪みを十分に付与し、
圧延終了後直ちに直接焼入れをすることによって鋼の降
伏比が低下する知見を得た。
そこで、本発明者らは降伏比に及ぼす仕上げ圧延開始温
度Tと加工歪みを十分に付与するための仕上げ圧延時の
2積圧下率Rとの関係を明らかにするために、以下のよ
うな試験を行った。
度Tと加工歪みを十分に付与するための仕上げ圧延時の
2積圧下率Rとの関係を明らかにするために、以下のよ
うな試験を行った。
試験には、0.04%C−0,25%5i−1,25%
Mn−1,2%Cu−0,7%Ni−0,06%Nb−
0,030%ALを含む鋼片を用い、これを加熱温度9
50〜1150℃に加熱した後、仕上げ圧延開始温度T
と仕上げ圧延時の累積圧下率Rを変化させて厚さ25−
鴎の鋼板に仕上げ圧延し、その後すぐに直接焼入れを行
った。
Mn−1,2%Cu−0,7%Ni−0,06%Nb−
0,030%ALを含む鋼片を用い、これを加熱温度9
50〜1150℃に加熱した後、仕上げ圧延開始温度T
と仕上げ圧延時の累積圧下率Rを変化させて厚さ25−
鴎の鋼板に仕上げ圧延し、その後すぐに直接焼入れを行
った。
第1図は、これらの鋼板から得られた降伏比と、仕上げ
圧延開始温度Tと仕上げ圧延時の累積圧下率Rとの関係
を示したものである。
圧延開始温度Tと仕上げ圧延時の累積圧下率Rとの関係
を示したものである。
第1図のO印は降伏比が85%未満を示し、X印は降伏
比が85%以上を示し、斜線部は本発明の特許請求範囲
を示している。
比が85%以上を示し、斜線部は本発明の特許請求範囲
を示している。
第1図に示すように、仕上げ圧延開始温度Tと仕上げ圧
延時の累積圧下率Rとの間には降伏比を介して、次式の
関係が成立することが判明した。
延時の累積圧下率Rとの間には降伏比を介して、次式の
関係が成立することが判明した。
R=0.15T −75(%)
即ち、降伏比を85%未満にするためには仕上げ圧延時
の累積圧下率Rを上記の関係式から得られた積取上にす
れば良い。
の累積圧下率Rを上記の関係式から得られた積取上にす
れば良い。
従って、仕上げ圧延時のy!積圧下率Rは、十分な加工
歪みをオーステナイト粒に付与するために、仕上げ圧延
開始温度T(’C)に応じて上式で得られる値以上とす
る。なお、上記累積圧下率Rの上限は、仕上げ圧延開始
時の鋼片の厚さで規制されるのであえて限定しない。
歪みをオーステナイト粒に付与するために、仕上げ圧延
開始温度T(’C)に応じて上式で得られる値以上とす
る。なお、上記累積圧下率Rの上限は、仕上げ圧延開始
時の鋼片の厚さで規制されるのであえて限定しない。
仕上げ圧延終了温度は、その後の直接焼入れの効果を十
分発揮させるため、当該鋼片のAr3変態点以上とする
。
分発揮させるため、当該鋼片のAr3変態点以上とする
。
なお、本発明法による鋼は、冷間加工後そのまま使用し
ても良いし、また、焼戻し処理或いは溶接後熱処理を施
して使用することもできる。
ても良いし、また、焼戻し処理或いは溶接後熱処理を施
して使用することもできる。
(実施例)
本発明の構成は上記の通りであるが以下に実施例につい
て説明する。
て説明する。
供試鋼板は第1表に示す化学成分を含む鋼片を、第1表
に示す加熱、圧延条件及び熱処理方法にしたがい、板厚
25あるいは30+wmの鋼板に仕上げたものである。
に示す加熱、圧延条件及び熱処理方法にしたがい、板厚
25あるいは30+wmの鋼板に仕上げたものである。
これらの鋼板から試験片を採取し、引張試験はJIS
S号試験片で、衝撃試験は、LI34号試験片でそれぞ
れ試験を行った。その結果を第2表に示す。
S号試験片で、衝撃試験は、LI34号試験片でそれぞ
れ試験を行った。その結果を第2表に示す。
第1表に本発明法、比較法及び従来法の化学成分、加熱
温度、仕上げ圧延開始温度、仕上げ圧延時の累積圧下率
、仕上げ圧延終了温度、^r、変態点温度、板厚及び熱
処理方法を、第2表に本発明法、比較法及び従来法の引
張特性及び?ii 讐特性を示す。
温度、仕上げ圧延開始温度、仕上げ圧延時の累積圧下率
、仕上げ圧延終了温度、^r、変態点温度、板厚及び熱
処理方法を、第2表に本発明法、比較法及び従来法の引
張特性及び?ii 讐特性を示す。
(以下余白)
第 2
表
第1表及び第2表の本発明法^l及びBlは、特許請求
範囲第1項に相当するものであり、DからGは、特許請
求範囲第2項に相当するものである。
範囲第1項に相当するものであり、DからGは、特許請
求範囲第2項に相当するものである。
本発明法は何れも、引張強さは70〜90kgf/II
m”級を示し、また、降伏比は85%未満を満足し、低
)忌靭性を示す破面遷移温度は一80℃以下の極めて良
い値を示している。
m”級を示し、また、降伏比は85%未満を満足し、低
)忌靭性を示す破面遷移温度は一80℃以下の極めて良
い値を示している。
これに対して、比較法A2、A3、B2及びCは、化学
成分は本発明の範囲内ではあるが、A2は加熱温度が本
発明の範囲より高めに外れているため、破面遷移温度は
一80℃より高い値を示している。 A3は仕上げ圧延
開始温度が本発明の範囲外であるため、降伏比は85%
以上、また、破面遷移温度は一80゛Cより高い値を示
している。 B2は仕上げ圧延時のy!4積圧下率が本
発明の範囲より低めに外れているため、降伏比は85%
以上である。Cは仕上げ圧延終了温度が本発明の範囲よ
り低めに外れ、直接焼入れの効果が得られていないため
、降伏比は85%以上、また、破面遷移温度は一80℃
より高い値を示している。
成分は本発明の範囲内ではあるが、A2は加熱温度が本
発明の範囲より高めに外れているため、破面遷移温度は
一80℃より高い値を示している。 A3は仕上げ圧延
開始温度が本発明の範囲外であるため、降伏比は85%
以上、また、破面遷移温度は一80゛Cより高い値を示
している。 B2は仕上げ圧延時のy!4積圧下率が本
発明の範囲より低めに外れているため、降伏比は85%
以上である。Cは仕上げ圧延終了温度が本発明の範囲よ
り低めに外れ、直接焼入れの効果が得られていないため
、降伏比は85%以上、また、破面遷移温度は一80℃
より高い値を示している。
このことからも、本発明における加熱、圧延条件が如何
に重要であるかが明らかである。
に重要であるかが明らかである。
また、比較法Hは化学成分の内Niが、比較法lは化学
成分の内Cuがそれぞれ本発明の範囲外のため、加熱、
圧延条件が本発明の範囲内にあるにも拘らず、降伏比は
85%を越えている。
成分の内Cuがそれぞれ本発明の範囲外のため、加熱、
圧延条件が本発明の範囲内にあるにも拘らず、降伏比は
85%を越えている。
この結果からも、CuとNiが降伏比を低下させるため
に重要な元素であることがわかる。
に重要な元素であることがわかる。
従来法Jは仕上げ圧延終了後空冷し、その後、900℃
で焼入れ、640℃で焼戻し処理をしたもので、引張強
さは90kgf/IIv2を有しているが、降伏比は9
5%と高い値を示している。
で焼入れ、640℃で焼戻し処理をしたもので、引張強
さは90kgf/IIv2を有しているが、降伏比は9
5%と高い値を示している。
以北の実施例の結果からも明らかなように、本発明に係
わる高張力鋼の製造方法は、降伏比85%以下で、かつ
、低温靭性の優れた冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造
に最も適したものである。
わる高張力鋼の製造方法は、降伏比85%以下で、かつ
、低温靭性の優れた冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造
に最も適したものである。
なお、上記実施例は厚w4仮の製造方法についてのもの
であるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、形鋼の製
造方法にも適応し得ることは言うまでもない。
であるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、形鋼の製
造方法にも適応し得ることは言うまでもない。
(発明の効果)
以上説明したように、本発明に係わる高張力鋼の製造方
法は、上記の構成であるから、冷間加工性に優れている
とともに、降伏比が低くかつ低温靭性の良い高張力鋼を
製造することができる。このため、この方法により得ら
れた高張力鋼板は冷間加工時の寸法精度の向上、製造コ
ストの低減及び製造工期の短縮にもつながる優れた効果
を有するものである。
法は、上記の構成であるから、冷間加工性に優れている
とともに、降伏比が低くかつ低温靭性の良い高張力鋼を
製造することができる。このため、この方法により得ら
れた高張力鋼板は冷間加工時の寸法精度の向上、製造コ
ストの低減及び製造工期の短縮にもつながる優れた効果
を有するものである。
第1図は直接焼入れまま鋼板の降伏比に及ぼず仕上げ圧
延開始温度Tと仕上げ圧延時の累積圧下率Rとの関係を
示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼所 代 理 人 弁理士 金丸 章−
延開始温度Tと仕上げ圧延時の累積圧下率Rとの関係を
示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼所 代 理 人 弁理士 金丸 章−
Claims (2)
- (1)C0.03〜0.07%、Si0.10〜0.6
0%、Mn1.20〜2.50%、Cu0.80〜2.
00%、Ni0.30〜3.50%、Nb0.010〜
0.080%、Al0.010〜0.080%を含み、
残部Fe及び不可避不純物から成る鋼片を、950〜1
150℃の温度範囲に加熱した後、粗圧延を行い、その
後の仕上げ圧延は、開始温度Tは900〜700℃の温
度範囲、累積圧下率R(%)は下記[1]式で得られる
値以上、圧延終了温度は当該鋼片のAr_3変態点以上
で行い、仕上げ圧延終了後直接焼入れを行うことを特徴
とする冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造方法。 R=0.15T−75(%)……………[1] - (2)C0.03〜0.07%、Si0.10〜0.6
0%、Mn1.20〜2.50%、Cu0.80〜2.
00%、Ni0.30〜3.50%、Nb0.010〜
0.080%、Al0.010〜0.080%を含み、
さらに、Cr0.10〜1.50%、Mo0.05〜0
.50%、V0.010〜0.100%、Ti0.00
5〜0.020%、Ca0.0005〜0.0050%
の内から選んだ1種又は2種以上を含み、残部Fe及び
不可避不純物から成る鋼片を、950〜1150℃の温
度範囲に加熱した後、粗圧延を行い、その後の仕上げ圧
延は、開始温度Tは900〜700℃の温度範囲、累積
圧下率R(%)は下記[1]式で得られる値以上、圧延
終了温度は当該鋼片のAr_3変態点以上で行い、仕上
げ圧延終了後直接焼入れを行うことを特徴とする冷間加
工用低降伏比高張力鋼の製造方法。 R=0.15T−75(%)……………[1]
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31704088A JPH02163314A (ja) | 1988-12-14 | 1988-12-14 | 冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31704088A JPH02163314A (ja) | 1988-12-14 | 1988-12-14 | 冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02163314A true JPH02163314A (ja) | 1990-06-22 |
Family
ID=18083745
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31704088A Pending JPH02163314A (ja) | 1988-12-14 | 1988-12-14 | 冷間加工用低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02163314A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100504368B1 (ko) * | 2000-12-22 | 2005-07-28 | 주식회사 포스코 | 저항복비형 고인성 열연강재 제조방법 |
CN113430452A (zh) * | 2021-05-26 | 2021-09-24 | 武汉钢铁有限公司 | 表面质量优良的水轮发电机转子磁轭用钢及生产方法 |
-
1988
- 1988-12-14 JP JP31704088A patent/JPH02163314A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100504368B1 (ko) * | 2000-12-22 | 2005-07-28 | 주식회사 포스코 | 저항복비형 고인성 열연강재 제조방법 |
CN113430452A (zh) * | 2021-05-26 | 2021-09-24 | 武汉钢铁有限公司 | 表面质量优良的水轮发电机转子磁轭用钢及生产方法 |
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