JPH022929B2 - - Google Patents
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Description
本発明は加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造
方法に係り、引張強さが90Kgｆ／mm2以上を有する
高張力鋼板を特殊な合金元素などを必要としない
で熱延条件およびそれに続く冷却条件の適切な制
御による組織の最適化を図り熱延ままで低コスト
に製造することのできる方法を提供しようとする
ものである。 自動車等の構造材として用いられる薄鋼板は、
加工性、溶接性その他多様な特性を必要とするも
のであるが、近年、燃費や安全性のために鋼板の
高強度化が強く要求されている。即ちこの高強度
化は、引張り強さTS＝60〜70Kg／mm2迄を主体
とするものであるが、さらに高強度（TS90Kg
／mm2）のような鋼板が要求されていることも多
い。ところで、このようにTS＝90〜120Kg／mm2
のグレードで加工性の高い高張力鋼板としては、
これまでにベイナイト鋼板、あるいはベイナイト
とマルテンサイトの２相、もしくはベイナイトと
オーステナイトの２相から成る複合組織鋼板が開
発されている。しかしながら自動車用鋼板のよう
な多量生産品の素材としては、安価であることは
必須条件であり、加えて強度−延性バランスのみ
ならず、溶接性等その他の諸性質間の釣合いも十
分に考慮されなければならない。このような観点
から上記したような従来の鋼板を考察した場合に
は、その製造方法として、熱延後、更に熱処理を
必要とし、或いは特殊な合金元素を多量に必要と
するため、何れにしても製造コストは割高なもの
となり、更には炭素当量が高くなるために溶接性
の劣化を招いたりして、いずれの鋼板も好ましい
ものではない。 本発明は、このような従来鋼板の有する欠点に
鑑み、新たに創案されたものである。即ち本発明
によれば、特殊な合金元素を必要とせず、熱延後
の特定温度域における圧下率及びその後の冷却の
適正な制御を通しての組織の最適化により、熱延
ままで加工性に優れた高張力鋼板を製造し得るも
ので、溶接性の劣化を招くことなく、しかも安価
に製造できて、その経済性のみならず、近年増々
高まつてきた省資源という社会的要求に対しても
十分適合し得るものである。 このような本発明について更に説明すると、本
発明によるものはwt％（以下単に％という）で、
Ｃ：0.08〜0.25％、Si：0.5〜2.0％、Mn：1.5〜
2.5％、sol.Al0.10％、Ｎ0.0050％、Ｓ0.005
％を含有し、残部をFe及び不可避的不純物より
成る鋼を、熱間圧延に際して、Ar3〜（Ar3＋40
℃）の温度範囲での累積圧下率を45％以上とし、
かつAr3以上で圧延を終了した後、（Ar3−30℃）
〜（Ar3−90℃）の温度範囲を５〜15秒の時間に
て降温せしめ、続いて30℃／秒以上の冷却速度で
280℃以下迄冷却し、その後これを巻き取るもの
であつて、鋼板としては体積分率で20％〜80％の
フエライトと、残部が平均粒度10μm以下のマル
テンサイト又はマルテンサイトとベイナイトより
なることを特徴とする加工性に優れた引張強度90
Kg／mm2以上の高張力熱延鋼板の製造方法であ
り、又この場合において、その対象鋼として更に
Cr1.0％、Mo0.5％の何れか１種あるいは２
種を含有するものを用いてもよい。 上述したような本発明における構成要件の限定
理由について説明すると、まず成分に関する限定
理由については以下の通りである。 Ｃは、鋼の強化には不可欠の元素であり、かつ
未変態オーステナイトの焼入性を向上させ、組織
内に適当量のマルテンサイト、もしくはマルテン
サイトとベイナイトを混在させるために、最低
0.08％は必要である。一方、0.25％超のＣは、徒
らに鋼を脆化させることのみならず、溶接性を劣
化させるため、上限として0.25％を設定した。 Siは、固溶体強化を通じてフエライトの強化に
寄与するばかりでなく、熱間圧延後の冷却中にお
けるフエライトの析出を促進し、組織にフエライ
トを短時間の中に析出せしめるのに好都合であ
り、又このフエライト析出を通じて未変熊オース
テナイトへのＣの濃縮にも寄与する元素である。
即ち斯かる効果を発揮せしめるためには、0.5％
以上のSiが必要であるが、2.0％を超えるSiの含
有は、前記した効果が飽和するばかりか、靭性や
溶接性、スケール性状の劣化を招くため、上限と
して2.0％を設定した。 Mnは、鋼に焼入性を賦与する基本的な元素と
して重要であり、本発明で規定した組織を形成
し、強度の向上に寄与する成分であつて、1.5％
未満ではその効果を期待できないため、下限とし
て1.5％を設定した。一方2.5％を超えるMnの含
有は、その効果が飽和するばかりでなく、バンド
状組織を形成し易くなつて、溶接性を劣化させる
等、本発明の目的に反して材質に悪影響を与える
ようになるから、上限として2.5％を設定した。 Sol.Alについては、Alは脱酸剤として使用さ
れるものであるが、0.10％を超えたSol.Alの添加
は、Sol.Alの使用目的を飽和せしめるのみなら
ず、鋼の清浄度を悪化させ、加工性を劣化させる
ため、Sol.Al量の上限として0.10％を設定した。 Ｎについては、多量のＮの含有は、加工性にと
つて好ましくないため、実質上悪影響を及ぼさな
い範囲として0.0050％を上限として設定した。 更にＳは、MnS等の介在物となるため、加工
性に対して悪影響を与える元素であるが、極端な
低Ｓ化は、製鋼コストの上昇を来たすため、実質
上、加工性に対して悪影響を及ぼさない範囲とし
て0.005％をその上限として設定した。 Cr及びMoは、鋼の焼入性を高め基本発明で規
定した組織形成に対し有効に働き、強度上昇に寄
与するため、必要に応じて添加含有されるもので
あるが、必要量以上の添加は、コストの上昇のみ
ならず、溶接性の劣化等の悪影響を及ぼすため、
それらが最大の効果を発揮する範囲として各々そ
の上限として、1.0％、0.5％を設定した。 次に本発明により得られる鋼板は、その組織
を、体積分率で20〜80％のフエライトと、残部が
平均粒径10μm以下のマルテンサイト又はマルテ
ンサイトとベイナイトから成るものであるが、そ
の理由は以下の通りである。 即ち第１図は、本発明を満足する成分鋼である
鋼Ａ〜Ｇ（後述する実施例の第１表）を用いて
1200℃に加熱後、通常の熱間圧延の工程（粗圧延
後仕上圧延機にて６パスで仕上圧延終了）にて圧
延するに際し、仕上温度をAr3＋20℃とし、最終
パスでの圧下率55％で圧延を行ない、その後種々
の冷却パターンを採り、フエライトの析出量を変
化させた後、未変態オーステナイトをマルテンサ
イト又はマルテンサイトとベイナイトに変態させ
るべく80℃／秒の冷却速度で100℃迄急冷し、そ
の後コイルに巻き取つた時の、熱延板のフエライ
トの体積分率と引張試験値として、引張り強さ
（Tl）、伸び（El）及びTS×Elの関係を示したも
のである。尚、フエライト以外の第２相は、上記
の如く、マルテンサイト又は一部ベイナイトの混
入したマルテンサイトとベイナイトであり、それ
らの平均粒径は多少のばらつきはあるものの、お
よそ6μm内外である。然してこの第１図によれば
鋼種により多少の差は生ずるものの、フエライト
の体積分率20〜80％のときに、TS90Kg／mm2、
El10％及びTS×El2000〜2200Kg／mm2・％
と高強度でかつ良好な伸びを示し、優れた強度−
延性バランスを有することが判る。フエライトの
体積分率が20％未満の場合には、第２相の平均粒
度は約6μmと本発明の範囲内であるにもかかわら
ず、TS110Kg／mm2と高強度を示してもElは著
しく劣化するためにTS×El値も極端に低下して
いる。逆にフエライトの体積分率が80％超では、
強度の低下に比べて伸びの増加は小さいものであ
るから、その結果としてTS×El値もまた著しい
低下を来たしている。これらのことから明らかな
ように、フエライトの体積分率としては、20〜80
％が適当であり、本発明においてはその組織要件
としてフエライトの体積分率については20〜80％
と規定した。 又本発明においてはマルテンサイト又は一部ベ
イナイトの混入したマルテンサイトとベイナイト
からなる第２相の平均粒径10μm以下と規定した
が、これは以下の理由によるものである。 即ち第２図は、前述した鋼Ａを用いて、1200℃
に加熱後、仕上温度795℃（Ar3＋20℃：この
795℃は鋼ＡのほぼAr3＋20℃に相当する。以下
同じ。）で、前記したように通常の熱間圧延の工
程により圧延パススケジユールを種々に変えて圧
延後、745℃（Ar3−30℃）〜685℃（Ar3−90℃）
の温度範囲を10秒間で降温せしめ、続いて80℃／
secの冷却速度で100℃まで急冷し、その後コイル
に巻き取つた時の熱延板の第２相（マルテンサイ
トまたは一部ベイナイトの混入したマルテンサイ
ト＋ベイナイトより成る）の平均粒径とTS×El
の関係を示したものであつて、なお、この場合の
フエライトの体積分率は、多少のばらつきはある
ものの、およそ60％内外であつた。 つまりこのような第２図より明らかなように、
第２相の平均粒径が10μm以下のときに、すぐれ
たTS×El値が得られ、逆に第２相の平均粒径が
10μm超になると、フエライトの体積分率が60％
と本発明の範囲であるにもかかわらず、TS×El
値は著しく低下する。従つて強度−延性バランス
を重視する本発明鋼においては、第２相の平均粒
径は10μm以下とすることが必要である。 以上が本発明における組織の構成要件の限定理
由であるが、更に本発明による省資源型高張力鋼
板の製造方法における熱延条件の限定理由につい
て述べると以下の如くである。 本発明においては、上述の如き成分を有する鋼
を、Ar3〜Ar3＋40℃の温度範囲での累積圧下率
を45％以上、かつAr3以上で圧延終了する、とい
う条件によつて熱間圧延を行うのであるが、これ
は以下の理由による。即ち、圧延をAr3以上で終
了する、という条件については、圧延がAr3以下
にわたるときは、Ar3以下で析出したフエライト
が未再結晶の加工組織となり、延性の著しい低下
を招くためであり、圧延はAr3以上、換言すれば
オーステナイト域で終了しなければならない。次
に、Ar3〜Ar3＋40℃の温度範囲での累積圧下率
を45％以上とする、という条件に関しては、本発
明における組織の構成要件の１つである、マルテ
ンサイトまたは一部ベイナイトの混入したマルテ
ンサイト＋ベイナイトより成る第２相の平均粒径
10μm以下という条件を満たすためのものである。
即ち、本発明は圧延終了後に、続く冷却中に適当
量のフエライトを析出せしめた後、残存した未変
態オーステナイトを急冷して、マルテンサイトま
たは一部ベイナイトの混在したマルテンサイト＋
ベイナイトより成る第２相とするのであるが、か
かる変態機構によつて生成する第２相を細粒化す
るには、母相であるオーステナイトの細粒化は勿
論のこと、オーステナイトの変形帯密度を十分に
高め、オーステナイト粒界のみならず粒内にもフ
エライトを多数核生成せしめ、フエライトによる
母相たる未変態オーステナイトを細分割化するこ
とが必要である。しかるに、（Ar3〜Ar3＋40℃）
の温度範囲での累積圧下率が45％未満では、母相
オーステナイトの細粒化が十分起らないのみか、
オーステナイト粒内に導入される変形帯の密度も
低く、そのためフエライトの核生成siteとなる粒
界、変形帯が不足し、核生成頻度が少なくて、最
終組織の微細化が十分達成されない。このことか
ら、第２相の平均粒径は10μm以下とはならない。
よつて、累積圧下率としては、45％以上とする必
要がある。また、たとえ累積圧下率が45％以上で
あつても、その仕上温度がAr3＋40℃超の高温で
はフエライト変態迄に、再結晶やその後の粒成
長、あるいは又、加工歪みの解放などがあるた
め、微細組織への変態が起こらず、やはり第２相
の微細化は達成し難い。即ちこのような理由によ
り、仕上温度範囲はAr3〜Ar3＋40℃に限定した。 上記のような条件のもとで熱間圧延を終了した
後、続いてAr3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲を
５〜15秒間にて降温することが必要であるが、こ
れは本発明のような熱延ラインにおけるが如き時
間的に限られたプロセス中で体積分率20〜80％の
フエライトを安定かつ迅速に析出せしめるための
条件である。 ところで、一般にフエライトの析出曲線はＣカ
ーブ状であるため、第３図に模式的に示したよう
に、フエライトの安定かつ迅速な析出に対して
は、最適の温度範囲が存在する。即ち、仕上圧延
後、続く冷却をパターンＡのような高温域もしく
はパターンＢのような低温域で行なつた場合、フ
エライトの析出は著しく遅帯し、かつ温度の僅か
な変動によつても析出量は大きく変化するため、
到底フエライトの迅速かつ安定的な析出は達成し
得ない。これらに対しパターンＣのような中間の
温度域、換言するならばフエライト変態曲線のノ
ーズ（鼻）近傍の温度域で冷却を行なつた場合に
のみ、迅速かつ安定的な析出を達成し得るのであ
る。このような状況にある温度範囲が、本発明に
おける成分で、かつ仕上熱延条件を本発明規定条
件内に採つた場合、上限がAr3−30℃であり、下
限はAr3−90℃に相当し、該（Ar3−30℃）〜
（Ar3−90℃）内へ50〜150℃／秒程度で急速冷却
する。このことから、仕上圧延後、続くフエライ
トの析出のための降温過程の温度範囲を（Ar3−
30℃）〜（Ar3−90℃）と規定したものである。 次に冷却時間については、５〜15秒と規定して
いるが、これは冷却時間が５秒未満と短か過ぎる
場合は、例え温度範囲が（Ar3−30℃）〜（Ar3
−90℃）と適当なものであつても、フエライトが
20％以上析出しないためであり、一方15秒超の冷
却時間ではパーライトが生成するため本発明で規
定した適切な組織が達成されず、延性の急激な低
下を招く。即ちこれらのことから、冷却時間とし
ては５〜15秒と規定したものである。尚念の為に
申し添えればAr3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲
を５〜15秒間にて降温せしめるとは、以上の説明
から明らかなように文字通り当該温度範囲を当該
時間で降温させる場合のみを意味するものではな
い。本発明のいうところはオーステナイト→フエ
ライト変態が急速に進行する、Ar3−30℃〜Ar3
−90℃の温度範囲に、本発明で規定する組成を有
する熱間圧延後の鋼板が、５〜15秒存在すればオ
ーステナイトから体積分率にして20〜80％のフエ
ライトが析出する、とするものである。従つてこ
の温度域内のある温度（或る特定の温度に限定す
るものではない）に、ここで規定する時間鋼板を
保持してもよいし、降温せしめるのではなく、昇
温させつつこの温度域における鋼板の滞在時間を
規定時間採つてもよいことは明白であろう。本発
明で降温せしめとしたのは、熱間圧延後の鋼板が
とる一般的熱履歴は降温行程であることによるも
のであつて、本発明が主として目指しているもの
も降温行程ではあるが、発明の範囲として、これ
のみに限られるものではないことは云うまでもな
い。 このようにして、フエライトを適当量析出せし
めるための降温過程を経た後、続いて30℃／秒以
上の冷却速度で280℃以下迄冷却され、然る後コ
イルに巻き取られるのであるが、ここで冷却速度
を30℃／秒以上と規定したのは、それ未満の冷却
速度では本発明の成分範囲では未変態オーステナ
イトのマルテンサイト化が十分に起こらず、本発
明でいうような組織の適正化がなされないためで
ある。又、急冷終了温度を280℃以下としたのは、
生成した第２相であるマルテンサイト（又はベイ
ナイト）が、巻き取り後の徐冷中に焼戻し効果に
よつて低強度とならないようにするためであり、
さらには280℃以下の温度で巻き取ることによつ
て、高い延性（El値等）などに加え、概略0.65以
下の低い降伏比（YR）も同時に達成されるとい
う特徴も有するからである。 以上、本発明法の製造方法として、熱延条件及
びその後の冷却条件について述べてきたが、本発
明法においては、圧延終了後「Ar3−30℃〜Ar3
−90℃の温度範囲を５〜15秒の時間にて降温す
る」際の「仕上温度からAr3−30℃へ至る過程で
の冷却速度」及び「Ar3−30℃〜Ar3−90℃の温
度範囲を５〜15秒の時間にて降温する」際の冷却
パターンについては特別に規定するものではな
い。これは「Ar3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲
を５〜15秒の時間にて降温」さえすれば、「仕上
温度からAr3−30℃へ至る過程での冷却速度」及
び「降温中の冷却パターン」に係わらず、本発明
を構成する組織要件の１つである、最終組織での
20〜80％のフエライトを確保できるためである。
従つて、最終組織でのフエライトの体積分率が20
〜80％になるならば「仕上温度からAr3−30℃へ
至る過程での冷却速度」あるいは、「降温中の冷
却パターン」は任意で良い。例えば、熱延ライン
長に余裕があれば、「仕上温度からAr3−30℃へ
至る過程での冷却速度」は空冷程度でも良く、逆
に熱延ライン長に余裕がなければ100℃／秒程度
の急冷でもよい。同様に、「降温中の冷却パター
ン」も熱延ライン長に余裕があれば、恒温保持の
ようなパターンを採用しても何等の問題はない。 本発明によるものの具体的な実施例について述
べると以下の如くである。 即ち本発明者等は次の第１表に示すような化学
成分を有する11種の鋼を溶製した。鋼Ａ〜Ｇは本
発明を満足する成分鋼であり、又鋼Ｈ〜Ｋは比較
鋼である。
方法に係り、引張強さが90Kgｆ／mm2以上を有する
高張力鋼板を特殊な合金元素などを必要としない
で熱延条件およびそれに続く冷却条件の適切な制
御による組織の最適化を図り熱延ままで低コスト
に製造することのできる方法を提供しようとする
ものである。 自動車等の構造材として用いられる薄鋼板は、
加工性、溶接性その他多様な特性を必要とするも
のであるが、近年、燃費や安全性のために鋼板の
高強度化が強く要求されている。即ちこの高強度
化は、引張り強さTS＝60〜70Kg／mm2迄を主体
とするものであるが、さらに高強度（TS90Kg
／mm2）のような鋼板が要求されていることも多
い。ところで、このようにTS＝90〜120Kg／mm2
のグレードで加工性の高い高張力鋼板としては、
これまでにベイナイト鋼板、あるいはベイナイト
とマルテンサイトの２相、もしくはベイナイトと
オーステナイトの２相から成る複合組織鋼板が開
発されている。しかしながら自動車用鋼板のよう
な多量生産品の素材としては、安価であることは
必須条件であり、加えて強度−延性バランスのみ
ならず、溶接性等その他の諸性質間の釣合いも十
分に考慮されなければならない。このような観点
から上記したような従来の鋼板を考察した場合に
は、その製造方法として、熱延後、更に熱処理を
必要とし、或いは特殊な合金元素を多量に必要と
するため、何れにしても製造コストは割高なもの
となり、更には炭素当量が高くなるために溶接性
の劣化を招いたりして、いずれの鋼板も好ましい
ものではない。 本発明は、このような従来鋼板の有する欠点に
鑑み、新たに創案されたものである。即ち本発明
によれば、特殊な合金元素を必要とせず、熱延後
の特定温度域における圧下率及びその後の冷却の
適正な制御を通しての組織の最適化により、熱延
ままで加工性に優れた高張力鋼板を製造し得るも
ので、溶接性の劣化を招くことなく、しかも安価
に製造できて、その経済性のみならず、近年増々
高まつてきた省資源という社会的要求に対しても
十分適合し得るものである。 このような本発明について更に説明すると、本
発明によるものはwt％（以下単に％という）で、
Ｃ：0.08〜0.25％、Si：0.5〜2.0％、Mn：1.5〜
2.5％、sol.Al0.10％、Ｎ0.0050％、Ｓ0.005
％を含有し、残部をFe及び不可避的不純物より
成る鋼を、熱間圧延に際して、Ar3〜（Ar3＋40
℃）の温度範囲での累積圧下率を45％以上とし、
かつAr3以上で圧延を終了した後、（Ar3−30℃）
〜（Ar3−90℃）の温度範囲を５〜15秒の時間に
て降温せしめ、続いて30℃／秒以上の冷却速度で
280℃以下迄冷却し、その後これを巻き取るもの
であつて、鋼板としては体積分率で20％〜80％の
フエライトと、残部が平均粒度10μm以下のマル
テンサイト又はマルテンサイトとベイナイトより
なることを特徴とする加工性に優れた引張強度90
Kg／mm2以上の高張力熱延鋼板の製造方法であ
り、又この場合において、その対象鋼として更に
Cr1.0％、Mo0.5％の何れか１種あるいは２
種を含有するものを用いてもよい。 上述したような本発明における構成要件の限定
理由について説明すると、まず成分に関する限定
理由については以下の通りである。 Ｃは、鋼の強化には不可欠の元素であり、かつ
未変態オーステナイトの焼入性を向上させ、組織
内に適当量のマルテンサイト、もしくはマルテン
サイトとベイナイトを混在させるために、最低
0.08％は必要である。一方、0.25％超のＣは、徒
らに鋼を脆化させることのみならず、溶接性を劣
化させるため、上限として0.25％を設定した。 Siは、固溶体強化を通じてフエライトの強化に
寄与するばかりでなく、熱間圧延後の冷却中にお
けるフエライトの析出を促進し、組織にフエライ
トを短時間の中に析出せしめるのに好都合であ
り、又このフエライト析出を通じて未変熊オース
テナイトへのＣの濃縮にも寄与する元素である。
即ち斯かる効果を発揮せしめるためには、0.5％
以上のSiが必要であるが、2.0％を超えるSiの含
有は、前記した効果が飽和するばかりか、靭性や
溶接性、スケール性状の劣化を招くため、上限と
して2.0％を設定した。 Mnは、鋼に焼入性を賦与する基本的な元素と
して重要であり、本発明で規定した組織を形成
し、強度の向上に寄与する成分であつて、1.5％
未満ではその効果を期待できないため、下限とし
て1.5％を設定した。一方2.5％を超えるMnの含
有は、その効果が飽和するばかりでなく、バンド
状組織を形成し易くなつて、溶接性を劣化させる
等、本発明の目的に反して材質に悪影響を与える
ようになるから、上限として2.5％を設定した。 Sol.Alについては、Alは脱酸剤として使用さ
れるものであるが、0.10％を超えたSol.Alの添加
は、Sol.Alの使用目的を飽和せしめるのみなら
ず、鋼の清浄度を悪化させ、加工性を劣化させる
ため、Sol.Al量の上限として0.10％を設定した。 Ｎについては、多量のＮの含有は、加工性にと
つて好ましくないため、実質上悪影響を及ぼさな
い範囲として0.0050％を上限として設定した。 更にＳは、MnS等の介在物となるため、加工
性に対して悪影響を与える元素であるが、極端な
低Ｓ化は、製鋼コストの上昇を来たすため、実質
上、加工性に対して悪影響を及ぼさない範囲とし
て0.005％をその上限として設定した。 Cr及びMoは、鋼の焼入性を高め基本発明で規
定した組織形成に対し有効に働き、強度上昇に寄
与するため、必要に応じて添加含有されるもので
あるが、必要量以上の添加は、コストの上昇のみ
ならず、溶接性の劣化等の悪影響を及ぼすため、
それらが最大の効果を発揮する範囲として各々そ
の上限として、1.0％、0.5％を設定した。 次に本発明により得られる鋼板は、その組織
を、体積分率で20〜80％のフエライトと、残部が
平均粒径10μm以下のマルテンサイト又はマルテ
ンサイトとベイナイトから成るものであるが、そ
の理由は以下の通りである。 即ち第１図は、本発明を満足する成分鋼である
鋼Ａ〜Ｇ（後述する実施例の第１表）を用いて
1200℃に加熱後、通常の熱間圧延の工程（粗圧延
後仕上圧延機にて６パスで仕上圧延終了）にて圧
延するに際し、仕上温度をAr3＋20℃とし、最終
パスでの圧下率55％で圧延を行ない、その後種々
の冷却パターンを採り、フエライトの析出量を変
化させた後、未変態オーステナイトをマルテンサ
イト又はマルテンサイトとベイナイトに変態させ
るべく80℃／秒の冷却速度で100℃迄急冷し、そ
の後コイルに巻き取つた時の、熱延板のフエライ
トの体積分率と引張試験値として、引張り強さ
（Tl）、伸び（El）及びTS×Elの関係を示したも
のである。尚、フエライト以外の第２相は、上記
の如く、マルテンサイト又は一部ベイナイトの混
入したマルテンサイトとベイナイトであり、それ
らの平均粒径は多少のばらつきはあるものの、お
よそ6μm内外である。然してこの第１図によれば
鋼種により多少の差は生ずるものの、フエライト
の体積分率20〜80％のときに、TS90Kg／mm2、
El10％及びTS×El2000〜2200Kg／mm2・％
と高強度でかつ良好な伸びを示し、優れた強度−
延性バランスを有することが判る。フエライトの
体積分率が20％未満の場合には、第２相の平均粒
度は約6μmと本発明の範囲内であるにもかかわら
ず、TS110Kg／mm2と高強度を示してもElは著
しく劣化するためにTS×El値も極端に低下して
いる。逆にフエライトの体積分率が80％超では、
強度の低下に比べて伸びの増加は小さいものであ
るから、その結果としてTS×El値もまた著しい
低下を来たしている。これらのことから明らかな
ように、フエライトの体積分率としては、20〜80
％が適当であり、本発明においてはその組織要件
としてフエライトの体積分率については20〜80％
と規定した。 又本発明においてはマルテンサイト又は一部ベ
イナイトの混入したマルテンサイトとベイナイト
からなる第２相の平均粒径10μm以下と規定した
が、これは以下の理由によるものである。 即ち第２図は、前述した鋼Ａを用いて、1200℃
に加熱後、仕上温度795℃（Ar3＋20℃：この
795℃は鋼ＡのほぼAr3＋20℃に相当する。以下
同じ。）で、前記したように通常の熱間圧延の工
程により圧延パススケジユールを種々に変えて圧
延後、745℃（Ar3−30℃）〜685℃（Ar3−90℃）
の温度範囲を10秒間で降温せしめ、続いて80℃／
secの冷却速度で100℃まで急冷し、その後コイル
に巻き取つた時の熱延板の第２相（マルテンサイ
トまたは一部ベイナイトの混入したマルテンサイ
ト＋ベイナイトより成る）の平均粒径とTS×El
の関係を示したものであつて、なお、この場合の
フエライトの体積分率は、多少のばらつきはある
ものの、およそ60％内外であつた。 つまりこのような第２図より明らかなように、
第２相の平均粒径が10μm以下のときに、すぐれ
たTS×El値が得られ、逆に第２相の平均粒径が
10μm超になると、フエライトの体積分率が60％
と本発明の範囲であるにもかかわらず、TS×El
値は著しく低下する。従つて強度−延性バランス
を重視する本発明鋼においては、第２相の平均粒
径は10μm以下とすることが必要である。 以上が本発明における組織の構成要件の限定理
由であるが、更に本発明による省資源型高張力鋼
板の製造方法における熱延条件の限定理由につい
て述べると以下の如くである。 本発明においては、上述の如き成分を有する鋼
を、Ar3〜Ar3＋40℃の温度範囲での累積圧下率
を45％以上、かつAr3以上で圧延終了する、とい
う条件によつて熱間圧延を行うのであるが、これ
は以下の理由による。即ち、圧延をAr3以上で終
了する、という条件については、圧延がAr3以下
にわたるときは、Ar3以下で析出したフエライト
が未再結晶の加工組織となり、延性の著しい低下
を招くためであり、圧延はAr3以上、換言すれば
オーステナイト域で終了しなければならない。次
に、Ar3〜Ar3＋40℃の温度範囲での累積圧下率
を45％以上とする、という条件に関しては、本発
明における組織の構成要件の１つである、マルテ
ンサイトまたは一部ベイナイトの混入したマルテ
ンサイト＋ベイナイトより成る第２相の平均粒径
10μm以下という条件を満たすためのものである。
即ち、本発明は圧延終了後に、続く冷却中に適当
量のフエライトを析出せしめた後、残存した未変
態オーステナイトを急冷して、マルテンサイトま
たは一部ベイナイトの混在したマルテンサイト＋
ベイナイトより成る第２相とするのであるが、か
かる変態機構によつて生成する第２相を細粒化す
るには、母相であるオーステナイトの細粒化は勿
論のこと、オーステナイトの変形帯密度を十分に
高め、オーステナイト粒界のみならず粒内にもフ
エライトを多数核生成せしめ、フエライトによる
母相たる未変態オーステナイトを細分割化するこ
とが必要である。しかるに、（Ar3〜Ar3＋40℃）
の温度範囲での累積圧下率が45％未満では、母相
オーステナイトの細粒化が十分起らないのみか、
オーステナイト粒内に導入される変形帯の密度も
低く、そのためフエライトの核生成siteとなる粒
界、変形帯が不足し、核生成頻度が少なくて、最
終組織の微細化が十分達成されない。このことか
ら、第２相の平均粒径は10μm以下とはならない。
よつて、累積圧下率としては、45％以上とする必
要がある。また、たとえ累積圧下率が45％以上で
あつても、その仕上温度がAr3＋40℃超の高温で
はフエライト変態迄に、再結晶やその後の粒成
長、あるいは又、加工歪みの解放などがあるた
め、微細組織への変態が起こらず、やはり第２相
の微細化は達成し難い。即ちこのような理由によ
り、仕上温度範囲はAr3〜Ar3＋40℃に限定した。 上記のような条件のもとで熱間圧延を終了した
後、続いてAr3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲を
５〜15秒間にて降温することが必要であるが、こ
れは本発明のような熱延ラインにおけるが如き時
間的に限られたプロセス中で体積分率20〜80％の
フエライトを安定かつ迅速に析出せしめるための
条件である。 ところで、一般にフエライトの析出曲線はＣカ
ーブ状であるため、第３図に模式的に示したよう
に、フエライトの安定かつ迅速な析出に対して
は、最適の温度範囲が存在する。即ち、仕上圧延
後、続く冷却をパターンＡのような高温域もしく
はパターンＢのような低温域で行なつた場合、フ
エライトの析出は著しく遅帯し、かつ温度の僅か
な変動によつても析出量は大きく変化するため、
到底フエライトの迅速かつ安定的な析出は達成し
得ない。これらに対しパターンＣのような中間の
温度域、換言するならばフエライト変態曲線のノ
ーズ（鼻）近傍の温度域で冷却を行なつた場合に
のみ、迅速かつ安定的な析出を達成し得るのであ
る。このような状況にある温度範囲が、本発明に
おける成分で、かつ仕上熱延条件を本発明規定条
件内に採つた場合、上限がAr3−30℃であり、下
限はAr3−90℃に相当し、該（Ar3−30℃）〜
（Ar3−90℃）内へ50〜150℃／秒程度で急速冷却
する。このことから、仕上圧延後、続くフエライ
トの析出のための降温過程の温度範囲を（Ar3−
30℃）〜（Ar3−90℃）と規定したものである。 次に冷却時間については、５〜15秒と規定して
いるが、これは冷却時間が５秒未満と短か過ぎる
場合は、例え温度範囲が（Ar3−30℃）〜（Ar3
−90℃）と適当なものであつても、フエライトが
20％以上析出しないためであり、一方15秒超の冷
却時間ではパーライトが生成するため本発明で規
定した適切な組織が達成されず、延性の急激な低
下を招く。即ちこれらのことから、冷却時間とし
ては５〜15秒と規定したものである。尚念の為に
申し添えればAr3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲
を５〜15秒間にて降温せしめるとは、以上の説明
から明らかなように文字通り当該温度範囲を当該
時間で降温させる場合のみを意味するものではな
い。本発明のいうところはオーステナイト→フエ
ライト変態が急速に進行する、Ar3−30℃〜Ar3
−90℃の温度範囲に、本発明で規定する組成を有
する熱間圧延後の鋼板が、５〜15秒存在すればオ
ーステナイトから体積分率にして20〜80％のフエ
ライトが析出する、とするものである。従つてこ
の温度域内のある温度（或る特定の温度に限定す
るものではない）に、ここで規定する時間鋼板を
保持してもよいし、降温せしめるのではなく、昇
温させつつこの温度域における鋼板の滞在時間を
規定時間採つてもよいことは明白であろう。本発
明で降温せしめとしたのは、熱間圧延後の鋼板が
とる一般的熱履歴は降温行程であることによるも
のであつて、本発明が主として目指しているもの
も降温行程ではあるが、発明の範囲として、これ
のみに限られるものではないことは云うまでもな
い。 このようにして、フエライトを適当量析出せし
めるための降温過程を経た後、続いて30℃／秒以
上の冷却速度で280℃以下迄冷却され、然る後コ
イルに巻き取られるのであるが、ここで冷却速度
を30℃／秒以上と規定したのは、それ未満の冷却
速度では本発明の成分範囲では未変態オーステナ
イトのマルテンサイト化が十分に起こらず、本発
明でいうような組織の適正化がなされないためで
ある。又、急冷終了温度を280℃以下としたのは、
生成した第２相であるマルテンサイト（又はベイ
ナイト）が、巻き取り後の徐冷中に焼戻し効果に
よつて低強度とならないようにするためであり、
さらには280℃以下の温度で巻き取ることによつ
て、高い延性（El値等）などに加え、概略0.65以
下の低い降伏比（YR）も同時に達成されるとい
う特徴も有するからである。 以上、本発明法の製造方法として、熱延条件及
びその後の冷却条件について述べてきたが、本発
明法においては、圧延終了後「Ar3−30℃〜Ar3
−90℃の温度範囲を５〜15秒の時間にて降温す
る」際の「仕上温度からAr3−30℃へ至る過程で
の冷却速度」及び「Ar3−30℃〜Ar3−90℃の温
度範囲を５〜15秒の時間にて降温する」際の冷却
パターンについては特別に規定するものではな
い。これは「Ar3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲
を５〜15秒の時間にて降温」さえすれば、「仕上
温度からAr3−30℃へ至る過程での冷却速度」及
び「降温中の冷却パターン」に係わらず、本発明
を構成する組織要件の１つである、最終組織での
20〜80％のフエライトを確保できるためである。
従つて、最終組織でのフエライトの体積分率が20
〜80％になるならば「仕上温度からAr3−30℃へ
至る過程での冷却速度」あるいは、「降温中の冷
却パターン」は任意で良い。例えば、熱延ライン
長に余裕があれば、「仕上温度からAr3−30℃へ
至る過程での冷却速度」は空冷程度でも良く、逆
に熱延ライン長に余裕がなければ100℃／秒程度
の急冷でもよい。同様に、「降温中の冷却パター
ン」も熱延ライン長に余裕があれば、恒温保持の
ようなパターンを採用しても何等の問題はない。 本発明によるものの具体的な実施例について述
べると以下の如くである。 即ち本発明者等は次の第１表に示すような化学
成分を有する11種の鋼を溶製した。鋼Ａ〜Ｇは本
発明を満足する成分鋼であり、又鋼Ｈ〜Ｋは比較
鋼である。
【表】
【表】
然して上記したような各鋼を溶製後、通常の熱
間圧延の工程において、以下に示すように、熱延
条件及びその後の冷却条件を種々に変えて、板厚
2.3mm迄圧延した。得られた熱延板の機械的性質
を得るために、組織観察ならびにフエライトの体
積分率の測定を行なつた。なお、引張り試験片の
形状は総て、ゲージ長さ50mmのJIS5号引張り試験
片である。 実施例 １ 上記した第１表の鋼Ａ〜Ｋを1200℃に加熱後、
各々の鋼についてのAr3に対してAr3＋20℃〜Ar3
＋40℃の温度範囲での累積圧下率60％とし、仕上
温度Ar3＋20℃なる条件で圧延を行ない、その後
Ar3−30℃の温度まで120℃／秒の冷却速度で急
冷しAr3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲を10秒間
にて冷却し、続いて100℃／秒の冷却速度で100℃
迄冷却し、コイルに巻き取つた際の熱延板の組織
中のフエライトの体積分率、第２相の種類及びそ
の平均粒径と引張り試験値を示したものが次の第
２表であり、又その際の熱履歴を参考迄に第４図
に示す。なお、第２表中のVfαはフエライトの体
積分率を％で表わしたものであり、は第２相の
平均粒径をμmで表わしたものを各々示している。
間圧延の工程において、以下に示すように、熱延
条件及びその後の冷却条件を種々に変えて、板厚
2.3mm迄圧延した。得られた熱延板の機械的性質
を得るために、組織観察ならびにフエライトの体
積分率の測定を行なつた。なお、引張り試験片の
形状は総て、ゲージ長さ50mmのJIS5号引張り試験
片である。 実施例 １ 上記した第１表の鋼Ａ〜Ｋを1200℃に加熱後、
各々の鋼についてのAr3に対してAr3＋20℃〜Ar3
＋40℃の温度範囲での累積圧下率60％とし、仕上
温度Ar3＋20℃なる条件で圧延を行ない、その後
Ar3−30℃の温度まで120℃／秒の冷却速度で急
冷しAr3−30℃〜Ar3−90℃の温度範囲を10秒間
にて冷却し、続いて100℃／秒の冷却速度で100℃
迄冷却し、コイルに巻き取つた際の熱延板の組織
中のフエライトの体積分率、第２相の種類及びそ
の平均粒径と引張り試験値を示したものが次の第
２表であり、又その際の熱履歴を参考迄に第４図
に示す。なお、第２表中のVfαはフエライトの体
積分率を％で表わしたものであり、は第２相の
平均粒径をμmで表わしたものを各々示している。
【表】
すなわち本発明鋼である鋼Ａ〜Ｇは、体積分率
で20〜80％のフエライトと残部平均粒度10μm以
下のマルテンサイトよりなる複合組織を呈してお
り、TS90Kg／mm2と高強度であつて、かつTS
×Elも2000以上と優れたTS−Elバランスを有し
ている。これに対して比較鋼の鋼Ｈ〜Ｋの場合に
は、熱延条件が本発明の要件を満たすものである
にもかかわらず、成分が本発明において規定して
いる範囲を外れるためTS×El値が概略1000〜
1700と低くTS−Elバランスで劣つている。 すなわち鋼Ｈは、Ｃが低過ぎるために組織はほ
ぼ本発明で規定する要件を満たしているが、TS
が約77Kg／mm2と低く、かつTS×Elも1700と低
い。逆にＣの高過ぎる鋼Ｉでは、組織はほぼ本発
明の範囲内でありTSは120Kg／mm2程度と高強度
であるが、Elは7.6％と延性に乏しくTS×Elも
1100と低い。又鋼Ｊは、Siが0.2％と低過ぎる場
合であるが、このようにSiが低過ぎると、フエラ
イトの生成が十分でなく、組織中のフエライト体
積分率を20％以上確保できず、又第２相の平均粒
径も、フエライト析出によるオーステナイトの細
分断化が不十分な為およそ20μmと大きく、組織
の適正化がなされないため、高強度ながらもTS
×El1000とTS−Elバランスが著しく低い。 鋼Ｋは、Mnが所定量以下であるため、フエラ
イト量は74％であるものの、急冷前の未変態オー
ステナイトの焼入性が尚不足しており、最終組織
の第２相はマルテンサイトではなく、大半ベイナ
イトになつている。つまり組織の適正化がなされ
ておらず、TS78Kg／mm2と強度不足のうえ、
TS×Elもおよそ1450程度とTS×Elバランスが悪
い。 実施例 ２ 前記した第１表の鋼Ａを用いて第５図のような
熱サイクルを採つた。すなわち、鋼を1200℃に加
熱後、通常の熱間圧延の工程においてAr3〜Ar3
＋40℃の温度範囲での累積圧下率を種々変え、か
つ種々の仕上温度で厚さ2.3mm迄圧延した後、T1
℃迄は120℃／秒の冷却速度で冷却しT1℃〜T2℃
の温度範囲をｔ秒間にて冷却し、続いて種々の冷
却速度でT3迄冷却した後、コイルに巻き取つた。
実施した熱サイクル条件とそのときの熱延板の組
織中のフエライトの体積分率、第２相の種類、及
びその平均粒径と、引張り試験値を第３表に示
す。なお表中の仕上温度FT，T1，T2，の欄の
（ ）内は鋼ＡのAr3変態点（＝775℃）を基準と
した温度である。
で20〜80％のフエライトと残部平均粒度10μm以
下のマルテンサイトよりなる複合組織を呈してお
り、TS90Kg／mm2と高強度であつて、かつTS
×Elも2000以上と優れたTS−Elバランスを有し
ている。これに対して比較鋼の鋼Ｈ〜Ｋの場合に
は、熱延条件が本発明の要件を満たすものである
にもかかわらず、成分が本発明において規定して
いる範囲を外れるためTS×El値が概略1000〜
1700と低くTS−Elバランスで劣つている。 すなわち鋼Ｈは、Ｃが低過ぎるために組織はほ
ぼ本発明で規定する要件を満たしているが、TS
が約77Kg／mm2と低く、かつTS×Elも1700と低
い。逆にＣの高過ぎる鋼Ｉでは、組織はほぼ本発
明の範囲内でありTSは120Kg／mm2程度と高強度
であるが、Elは7.6％と延性に乏しくTS×Elも
1100と低い。又鋼Ｊは、Siが0.2％と低過ぎる場
合であるが、このようにSiが低過ぎると、フエラ
イトの生成が十分でなく、組織中のフエライト体
積分率を20％以上確保できず、又第２相の平均粒
径も、フエライト析出によるオーステナイトの細
分断化が不十分な為およそ20μmと大きく、組織
の適正化がなされないため、高強度ながらもTS
×El1000とTS−Elバランスが著しく低い。 鋼Ｋは、Mnが所定量以下であるため、フエラ
イト量は74％であるものの、急冷前の未変態オー
ステナイトの焼入性が尚不足しており、最終組織
の第２相はマルテンサイトではなく、大半ベイナ
イトになつている。つまり組織の適正化がなされ
ておらず、TS78Kg／mm2と強度不足のうえ、
TS×Elもおよそ1450程度とTS×Elバランスが悪
い。 実施例 ２ 前記した第１表の鋼Ａを用いて第５図のような
熱サイクルを採つた。すなわち、鋼を1200℃に加
熱後、通常の熱間圧延の工程においてAr3〜Ar3
＋40℃の温度範囲での累積圧下率を種々変え、か
つ種々の仕上温度で厚さ2.3mm迄圧延した後、T1
℃迄は120℃／秒の冷却速度で冷却しT1℃〜T2℃
の温度範囲をｔ秒間にて冷却し、続いて種々の冷
却速度でT3迄冷却した後、コイルに巻き取つた。
実施した熱サイクル条件とそのときの熱延板の組
織中のフエライトの体積分率、第２相の種類、及
びその平均粒径と、引張り試験値を第３表に示
す。なお表中の仕上温度FT，T1，T2，の欄の
（ ）内は鋼ＡのAr3変態点（＝775℃）を基準と
した温度である。
【表】
すなわち本発明材であるＡ−１，Ａ−３，Ａ−
６，Ａ−８，Ａ−10材は、何れも本発明で規定し
た如く、体積分率で20〜80％フエライトと残部が
平均粒径10μm以下のマルテンサイトよりなる複
合組織を呈しており、TS90Kg／mm2と高強度
であつて、かつTS×Elも2000以上と優れたTS×
Elバランスを有している。一方、比較材であるＡ
−２はAr3〜Ar3＋40℃の累積圧下率が20％と少
さく、第２相のマルテンサイトの平均粒径は、
16.7μmと粗大になつており、又Ａ−４，Ａ−５
は、フエライトの析出処理に対応する中間降温過
程での温度が、各々Ar3−５℃〜Ar3−25℃、Ar3
−85℃〜Ar3−125℃と高温過ぎ、もしくは低温
過ぎて、フエライトが20％以上析出されていな
い。特に、Ａ−５材は中間温度が低過ぎるケース
であつて、降温中にフエライトの他にベイナイト
が析出し、第２相はベイナイトが主体となつてお
り、そのブロツク状的形成から低延性である。 フエライトの析出処理に対応する中間降温過程
の時間ｔの短か過ぎるＡ−７材はフエライトが14
％しか析出していない。Ａ−４，Ａ−５，Ａ−７
各材はフエライト析出が、少ないためフエライト
析出に併う未変態オーステナイトの細分断化が十
分に行なわれず、第２相の粒度も粗くなつてい
る。Ａ−９材は、最終冷却速度が20℃／秒と遅過
ぎるために、未変態オーステナイトがベイナイト
に変態してしまい、第２相はベイナイトである。
このように、比較材であるＡ−２，Ａ−４，Ａ−
５，Ａ−７，Ａ−９の各材は何れも、本発明でい
う組織の適正化がなされておらず、高強度ながら
も、伸びが低く、TS×Elも1100〜1500程度とTS
×Elバランスが悪い。 Ａ−11材は、急冷終了温度T3以外は本発明要
件を満たすものであるが、T3が340℃と高過ぎる
ため、強度が低く、かつYRが0.81と高くなつて
おり加工性が悪く、又形状凍結性の観点からも好
ましいものではない。 以上説明したような本発明によれば、加工性に
優れた高張力鋼板を特殊な合金元素を必要とせ
ず、熱延条件とその後の冷却について適正な制御
を通じての組織最適化により、熱延ままで製造す
ることができ、即ち経済的且つ省資源指向による
加工性良好な高張力鋼板を製造し得るものである
から、工業的効果の極めて高い発明である。
６，Ａ−８，Ａ−10材は、何れも本発明で規定し
た如く、体積分率で20〜80％フエライトと残部が
平均粒径10μm以下のマルテンサイトよりなる複
合組織を呈しており、TS90Kg／mm2と高強度
であつて、かつTS×Elも2000以上と優れたTS×
Elバランスを有している。一方、比較材であるＡ
−２はAr3〜Ar3＋40℃の累積圧下率が20％と少
さく、第２相のマルテンサイトの平均粒径は、
16.7μmと粗大になつており、又Ａ−４，Ａ−５
は、フエライトの析出処理に対応する中間降温過
程での温度が、各々Ar3−５℃〜Ar3−25℃、Ar3
−85℃〜Ar3−125℃と高温過ぎ、もしくは低温
過ぎて、フエライトが20％以上析出されていな
い。特に、Ａ−５材は中間温度が低過ぎるケース
であつて、降温中にフエライトの他にベイナイト
が析出し、第２相はベイナイトが主体となつてお
り、そのブロツク状的形成から低延性である。 フエライトの析出処理に対応する中間降温過程
の時間ｔの短か過ぎるＡ−７材はフエライトが14
％しか析出していない。Ａ−４，Ａ−５，Ａ−７
各材はフエライト析出が、少ないためフエライト
析出に併う未変態オーステナイトの細分断化が十
分に行なわれず、第２相の粒度も粗くなつてい
る。Ａ−９材は、最終冷却速度が20℃／秒と遅過
ぎるために、未変態オーステナイトがベイナイト
に変態してしまい、第２相はベイナイトである。
このように、比較材であるＡ−２，Ａ−４，Ａ−
５，Ａ−７，Ａ−９の各材は何れも、本発明でい
う組織の適正化がなされておらず、高強度ながら
も、伸びが低く、TS×Elも1100〜1500程度とTS
×Elバランスが悪い。 Ａ−11材は、急冷終了温度T3以外は本発明要
件を満たすものであるが、T3が340℃と高過ぎる
ため、強度が低く、かつYRが0.81と高くなつて
おり加工性が悪く、又形状凍結性の観点からも好
ましいものではない。 以上説明したような本発明によれば、加工性に
優れた高張力鋼板を特殊な合金元素を必要とせ
ず、熱延条件とその後の冷却について適正な制御
を通じての組織最適化により、熱延ままで製造す
ることができ、即ち経済的且つ省資源指向による
加工性良好な高張力鋼板を製造し得るものである
から、工業的効果の極めて高い発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図はフエライトの体積分率とTS，Elお
よびTS×Elの関係を示した図表、第２図は第２
相の平均粒径とTS×Elの関係を示した図表、
第３図は冷却パターンによるフエライトの析出状
況の差異関係を示した模式図、第４図は実施例１
の熱履歴を示した図表、第５図は実施例２の熱履
歴を示した図表である。
て、第１図はフエライトの体積分率とTS，Elお
よびTS×Elの関係を示した図表、第２図は第２
相の平均粒径とTS×Elの関係を示した図表、
第３図は冷却パターンによるフエライトの析出状
況の差異関係を示した模式図、第４図は実施例１
の熱履歴を示した図表、第５図は実施例２の熱履
歴を示した図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.08〜0.25wt％、Si：0.5〜2.0wt％、
Mn：1.5〜2.5wt％、sol.Al：0.10wt％以下、Ｓ：
0.005wt％以下、Ｎ：0.005wt％以下を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延においてAr3〜（Ar3＋40℃）の間で累積圧下
率45％以上の圧下を加えると共に仕上り温度を
Ar3以上にする圧延を行い、その後フエライト変
態曲線内の（Ar3−30℃）〜（Ar3−90℃）の温
度範囲内へ急速冷却せしめ、更に（Ar3−30℃）
〜（Ar3−90℃）の温度範囲を５〜15秒で降温せ
しめ、次いで30℃／sec以上の冷却速度で280℃以
下の温度まで冷却してから巻取り、体積分率で20
〜80％のフエライトと残部平均粒径10μm以下の
マルテンサイトまたはマルテンサイトとベイナイ
トより成る組織とすることを特徴とする加工性の
優れた高張力熱延鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.08〜0.25wt％、Si：0.5〜2.0wt％、
Mn：1.5〜2.5wt％、sol.Al：0.10wt％以下、Ｓ：
0.005wt％以下、Ｎ：0.005wt％以下を含有すると
共に、 Cr：1wt％以下、Mo：0.5wt％以下 の何れか１種又は２種を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延において
Ar3〜（Ar3＋40℃）の間で累積圧下率45％以上
の圧下を加えると共に仕上り温度をAr3以上にす
る圧延を行い、その後フエライト変態曲線内の
（Ar3−30℃）〜（Ar3−90℃）の温度範囲内へ急
速冷却し、更に（Ar3−30℃）〜（Ar3−90℃）
の温度範囲を５〜15秒で降温せしめ、次いで30
℃／sec以上の冷却速度で280℃以下の温度まで冷
却してから巻取り、体積分率で20〜80％のフエラ
イトと残部平均粒径10μm以下のマルテンサイト
またはマルテンサイトとベイナイトより成る組織
とすることを特徴とする加工性の優れた高張力熱
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22853083A JPS60121225A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22853083A JPS60121225A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60121225A JPS60121225A (ja) | 1985-06-28 |
| JPH022929B2 true JPH022929B2 (ja) | 1990-01-19 |
Family
ID=16877850
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22853083A Granted JPS60121225A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60121225A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0368242U (ja) * | 1989-11-06 | 1991-07-04 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170518A (ja) * | 1985-01-25 | 1986-08-01 | Kobe Steel Ltd | 成形性にすぐれた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| KR100430987B1 (ko) | 1999-09-29 | 2004-05-12 | 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 | 박강판 및 박강판의 제조방법 |
| KR100431851B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 고강도 구조용 강 및 그 제조방법 |
-
1983
- 1983-12-05 JP JP22853083A patent/JPS60121225A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0368242U (ja) * | 1989-11-06 | 1991-07-04 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60121225A (ja) | 1985-06-28 |
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