JPH0553845B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0553845B2 JPH0553845B2 JP59223845A JP22384584A JPH0553845B2 JP H0553845 B2 JPH0553845 B2 JP H0553845B2 JP 59223845 A JP59223845 A JP 59223845A JP 22384584 A JP22384584 A JP 22384584A JP H0553845 B2 JPH0553845 B2 JP H0553845B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- hardenability
- aln
- present
- workability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 16
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 claims description 11
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 229910000655 Killed steel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 8
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 7
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- RQMIWLMVTCKXAQ-UHFFFAOYSA-N [AlH3].[C] Chemical compound [AlH3].[C] RQMIWLMVTCKXAQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 2
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 2
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001327 Rimmed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- 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
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、連続鋳造で製造される低炭素熱間圧
延鋼板、特に加工性に浸炭処理時の焼入れ性にす
ぐれた、いわゆる肌焼用鋼板を製造する方法に関
する。 従来、自動車や産業機械の部品用として多量に
製造されている熱間圧延鋼板の一部には、成形加
工後、浸炭−焼入れ処理、つまり肌焼処理をして
表面硬さや耐摩耗性を改善することが要求される
場合がある。通常、これらの部品は高い製品寸法
精度が要求されるため、上述のような表面硬さや
耐摩耗性改善のために浸炭、熱処理を行う場合に
も、800〜900℃の低温で浸炭したのち160℃前後
の油浴中で焼入れして、変形を可及的に防止して
いる。したがつて、従来より、かかる目的に使用
する炭素鋼としては、比較的遅い冷却速度の浸炭
−焼入れによつても硬化しやすいリムド鋼が多く
用いられてきた。 ところで、他方、生産性の向上、特に連鋳比の
向上が求められている今日的状況からは、これら
の多量に生産されてきたリムド鋼は除々にアルミ
キルド鋼に代替されつつある。しかし、ここで問
題となるのは、通常の低炭素アルミキルド鋼は
Alを0.02％以上含有しており、AlNが存在してい
るため浸炭時のオーステナイトがAlNにより微
細化し、焼入れ性が低下し十分な硬化層深さが得
られないということである。つまり、従来の熱処
理法を採用する限り所要の表面硬さおよび耐摩耗
性が得られないのである。 なお同様な用途に使用される高合金鋼肌焼鋼の
場合、Cr等の合金元素を比較的多量に含むため
焼入れ時の臨界冷却速度はかなり小さく特に問題
はない。 この問題を解決する方法としては、例えば特開
昭57−145934号公報に開示されているように、
Al：0.001〜0.005％、Ｎ：0.0040％以下とし、Al
量とＮ量を低下させてAlNの絶対量を少なくさ
せ、かつ仕上温度Ar1〜Ar3点、巻取温度650℃以
上とし、α＋γの二相領域での低温仕上圧延後高
温巻取する方法がある。すなわち、AlNを可及
的に低減化しててフエライト粒の微細化を防止す
る一方、二相領域圧延を行つてフエライト粒の生
成・粗大化を図り、かつ高温巻取りによつてフエ
ライト粒の均一成長を促すというものである。あ
るいは特開昭58−204157号公報に開示されている
ようにAl添加による焼入れ性の低下をCr添加に
より補う方法も提案されている。 しかし現状の製鋼技術のレベルでは、通常の手
段で例えばAl量を0.005％以下という極低領域で
制御することは困難であり、高価な炉外精錬等の
特殊処理を要し、結局、製造コストの上昇を招
く、または二相域での低温仕上圧延は母材の加工
性を劣化させやすいことは良く知られている。一
方、Crの添加は焼入性の点からは好ましいが、
やはり合金コストの上昇を招く。 すでに述べたように、本発明が対象としている
低炭素熱間圧延鋼板が多量に消費される安価な材
料であることを考えると、これらの手段はいずれ
も実用的とはいえない。 （発明が解決しようとする問題点） 上述のように、経済性の観点から低炭素熱間圧
延鋼板におけるAlおよびＮの相当量の存在が不
可避であるならば、AlNの析出が焼入れ性低下
をもたらす原因および機構を究明することによつ
て、従来のように、例えばAlNそれ自体の排除
あるいは焼入れ性向上元素の添加といつた高価な
手段によらない解決手段が解明されるとの着想に
もとずき、鋭意研究をつづけた。 ここに、本発明の目的は、上記の従来技術の各
問題点を解決するとともに、連続鋳造の作業性を
阻害せずに良好な加工性と浸炭焼入性をもつ低炭
素アルミキルド鋼を経済的に製造する方法を提供
することである。 （問題点を解決するため手段） 本発明者らは、Al、Ｎの各量は通常レベルと
しつつも、従来問題となつたAlNの析出の害は、
析出するAlNを粗大化することによつて解消す
ることを知つた。 すなわち、本発明者らの知見によれば、Al、
Ｎの各量は通常レベルとしつつも、析出する
AlNの形態を制御することによつて焼入れ性の
低下を防止できることを知り、さらに検討を続け
たところ、熱間圧延階段で析出AlNの凝集化を
図ることが有効であることを知見し、本発明を完
成した。 よつて、本発明の要旨とするところは、 重量％で、 Ｃ：0.10％以下、Si：0.06％以下、 Mn：0.1〜0.5％、Al：0.01〜0.04％、 Ｎ：0.0060％以下、 残部Feおよび不可避的不純物元素 からなる組成を有するAlキルド鋼を連続鋳造し、
得られた熱鋳片を750℃以上、Ar3点以下に降温
し、次いで1000〜1150℃に加熱した後、仕上温度
Ar3点以上および巻取温度250〜480℃の条件下で
圧延することを特徴とする、浸炭焼入れ性のすぐ
れた鋼板の製造方法である。 このように、本発明によれば、むしろAlNを
積極的に析出させ、粗大化させてその無害化を図
つているのであり、しかもそのとき予想される加
工性に劣化は、巻取温度を250〜480℃に規制する
ことで炭化物の粒界への析出を抑制すればAlN
の粗大化にもかかわらず予想外にも加工性が併せ
て大巾に改善されるものである。 したがつて、本発明により実用上初めて連続鋳
造低炭素Alキルド鋼の肌焼鋼が製造され得るの
である。 （作用） 次に、本発明において鋼組成および熱間圧延条
件を上述の如く限定した理由を詳述する。なお、
特にことわりがない限り、本明細書において
「％」は「重量％」である。 Ｃ：本発明にあつてＣ量の下限の制限はとくにな
いが0.01％より少ない極低Ｃ量を得るには特殊
な精錬を要するため0.01％以上であることが好
ましい。一方、Ｃ量が0.10％超では加工性が劣
化し、かつ硬質となるため、上限は0.10％とす
る。好ましくは0.04〜0.08％である。 Si：Siは浸炭−焼入れ性には影響のない元素であ
るが、その含有量が0.06％超では加工性が劣化
するため、上限を0.06％とする。好ましくは
0.01〜0.05％である。 Mn：焼入れ性を確保するために0.1％以上を必要
とするが、0.5％超では加工性が劣化し、かつ
得られる組織が硬質となる。よつて、本発明で
はMn量は0.1〜0.5％とする。好ましくは0.12〜
0.40％である。 Al，Ｎ：AlおよびＮはいずれも通常量の存在で
浸炭時のオーステナイト粒を微細化し、焼入れ
性を低下させる元素であるが、本発明では後述
するように、AlおよびＮをAlNとして析出さ
せ、この析出するAlNを粗大化させることに
よりその影響を無害化しているのでAlおよび
Ｎの各量は通常のレベルでよい。すなわち、
Alは脱酸に必要なレベル0.01％を下限とする。
しかし、過度のAl，Ｎの添加はAlNの析出量
が増大するため、本発明法を用いてもオーステ
ナイト粒が細かく焼入れ性が低下するばかりか
延性を劣化するため、通常レベル内でも低い方
が好ましく、上限をAlは0.040％、Ｎは0.0060
％とする。好ましくはAl：0.015〜0.030％、
Ｎ：0.0040％以下である。 なお、本発明においてその他通常の付随不純
物が含有されるが、例えばＳおよびＰについて
はそれぞれ0.020％以下および0.10％以下に制
限すれば十分である。 加熱条件：本発明によれば、連続鋳造により得ら
れた熱鋳片は750℃以上、Ar3点以下に降温す
るが、熱鋳片をAr3点より高い温度で加熱炉に
装入すると添加したAl，Ｎは固溶したままで
存在し、圧延後に微細析出し、前述したように
浸炭時のオーステナイトを微細化するため焼入
れ性が低下する。したがつて連続鋳造による熱
鋳片を一旦Ar3点以下に降温し積極的にAlNを
析出させる必要がある。また750℃より低温に
降温させてもAlNの析出は飽和し、その効果
が飽和するばかりでなく、後続工程で行う再加
熱に必要なエネルギーが増加するため下限を
750℃、好ましくは800℃とする。 次いで、上述のようにして一旦降温させた熱
鋳片は再び1000〜1150℃に加熱してから熱間圧
延を行うが、その場合、加熱温度が1150℃を超
えると、先に析出したAlNが完全再固溶し、
やはり前述と同じ理由で焼入性が低下するため
このときの加熱温度の上限は1150℃とする。一
方、1000℃未満では熱間圧延時にAr3点以上の
仕上温度が確保できないと共に析出したAlN
の粗大凝集化が不十分である。したがつて、本
発明では加熱温度は1000〜1150℃とする。 仕上温度：Ar3点未満の温度で圧延するとフエラ
イト粒が析出することになり、このフエライト
粒が加工されると、加工性が劣化する。 巻取温度：すでに述べたように、本発明にあつて
は、熱間圧延に先立つて加熱時にAlNを析出
させる必要はない。加工性の点から巻取温度が
制約されるだけである。すなわち、480℃を超
えた巻取温度では、フエライト粒界に粗大な炭
化物が生成し、加工性、特に絞り性を劣化させ
る。一方、250℃未満の温度での巻取では、熱
間圧延板中に固溶Ｃが存在し、ひずみ時効によ
る加工性の劣化が生じるため、本発明における
巻取温度は250〜480℃とする。 次に、実施例によつて本発明をさらに説明す
る。 実施例 １ 第１表に示す組成を有するアルミキルド鋼を連
続鋳造して210mm厚のスラブとし、次いで第２表
に示す条件で熱間圧延し、2.6mm厚の熱間圧延板
とした。 このようにして得た熱間圧延鋼板について浸炭
焼入試験を行つた。浸炭焼入性試験方法は、カー
ボンポテンシヤル0.90％のガス浸炭を860℃×90
分行い、次いで160℃の油浴に焼入れして、表面
硬さHv（5kgf）および有効硬化層深さ（Hv500の
位置）を調査することにより行つた。 この熱間圧延板の機械的特性および焼入性につ
いての試験結果を同表にまとめて示す。 同表に示す結果より明らかなように、本発明に
係る製造方法による場合、良好な加工性と焼入性
が併せて得られるのが分かる。一方、本発明にお
ける製造条件を外れた試験No.２〜７に示すものは
いずれも、例えば伸び値で示される加工性が低下
しているか、あるいは有効硬化層深さで示される
焼入れ性が低下している。特に、試験No.２に示す
ように、降温温度が950℃と高くなると、AlNの
析出が十分でなく、焼入れ性の低下は免れない。
また試験No.４に示すものは加熱温度が十分でない
ばかりか仕上げ温度もAr3点未満であるため、
AlNの粗大凝集が十分でなくまたフエライト粒
が加工されるため加工性の低下は免れない。 また、試験No.５，７に示すように巻取温度が高
いと焼入れ性は良好だが延性が低いため加工性が
悪い。 実施例 ２ 鋼成分の加工性および焼入れ性への影響を調査
するため第３表に示す成分の鋼を連続鋳造し厚さ
230mmのスラブとし、同表に示す条件で圧延した。 焼入性は実施例１と同じ方法で測定した。 同表に示す結果より明らかなように、Ｃ，Siお
よびMnが本発明の規定する上限より外れた場合
（試験No.４，６，７）は加工性の劣化が、同じく
Mnが下限より外れた場合は、（試験No.５）焼入
れ性の低下がそれぞれ観察される。 また、Al、Ｎが上限を外れた場合（試験No.
８）、加工性のみでなく焼入れ性も低下すること
が分かる。 第１表 （重量％）Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al Ｎ 0.05 0.001
0.17 0.010 0.012 0.021 0.00 Ar3点 30 870℃ 【表】 (注) ＊：本発明の範囲外
【表】 【表】 (注) ＊本発明の範囲外
延鋼板、特に加工性に浸炭処理時の焼入れ性にす
ぐれた、いわゆる肌焼用鋼板を製造する方法に関
する。 従来、自動車や産業機械の部品用として多量に
製造されている熱間圧延鋼板の一部には、成形加
工後、浸炭−焼入れ処理、つまり肌焼処理をして
表面硬さや耐摩耗性を改善することが要求される
場合がある。通常、これらの部品は高い製品寸法
精度が要求されるため、上述のような表面硬さや
耐摩耗性改善のために浸炭、熱処理を行う場合に
も、800〜900℃の低温で浸炭したのち160℃前後
の油浴中で焼入れして、変形を可及的に防止して
いる。したがつて、従来より、かかる目的に使用
する炭素鋼としては、比較的遅い冷却速度の浸炭
−焼入れによつても硬化しやすいリムド鋼が多く
用いられてきた。 ところで、他方、生産性の向上、特に連鋳比の
向上が求められている今日的状況からは、これら
の多量に生産されてきたリムド鋼は除々にアルミ
キルド鋼に代替されつつある。しかし、ここで問
題となるのは、通常の低炭素アルミキルド鋼は
Alを0.02％以上含有しており、AlNが存在してい
るため浸炭時のオーステナイトがAlNにより微
細化し、焼入れ性が低下し十分な硬化層深さが得
られないということである。つまり、従来の熱処
理法を採用する限り所要の表面硬さおよび耐摩耗
性が得られないのである。 なお同様な用途に使用される高合金鋼肌焼鋼の
場合、Cr等の合金元素を比較的多量に含むため
焼入れ時の臨界冷却速度はかなり小さく特に問題
はない。 この問題を解決する方法としては、例えば特開
昭57−145934号公報に開示されているように、
Al：0.001〜0.005％、Ｎ：0.0040％以下とし、Al
量とＮ量を低下させてAlNの絶対量を少なくさ
せ、かつ仕上温度Ar1〜Ar3点、巻取温度650℃以
上とし、α＋γの二相領域での低温仕上圧延後高
温巻取する方法がある。すなわち、AlNを可及
的に低減化しててフエライト粒の微細化を防止す
る一方、二相領域圧延を行つてフエライト粒の生
成・粗大化を図り、かつ高温巻取りによつてフエ
ライト粒の均一成長を促すというものである。あ
るいは特開昭58−204157号公報に開示されている
ようにAl添加による焼入れ性の低下をCr添加に
より補う方法も提案されている。 しかし現状の製鋼技術のレベルでは、通常の手
段で例えばAl量を0.005％以下という極低領域で
制御することは困難であり、高価な炉外精錬等の
特殊処理を要し、結局、製造コストの上昇を招
く、または二相域での低温仕上圧延は母材の加工
性を劣化させやすいことは良く知られている。一
方、Crの添加は焼入性の点からは好ましいが、
やはり合金コストの上昇を招く。 すでに述べたように、本発明が対象としている
低炭素熱間圧延鋼板が多量に消費される安価な材
料であることを考えると、これらの手段はいずれ
も実用的とはいえない。 （発明が解決しようとする問題点） 上述のように、経済性の観点から低炭素熱間圧
延鋼板におけるAlおよびＮの相当量の存在が不
可避であるならば、AlNの析出が焼入れ性低下
をもたらす原因および機構を究明することによつ
て、従来のように、例えばAlNそれ自体の排除
あるいは焼入れ性向上元素の添加といつた高価な
手段によらない解決手段が解明されるとの着想に
もとずき、鋭意研究をつづけた。 ここに、本発明の目的は、上記の従来技術の各
問題点を解決するとともに、連続鋳造の作業性を
阻害せずに良好な加工性と浸炭焼入性をもつ低炭
素アルミキルド鋼を経済的に製造する方法を提供
することである。 （問題点を解決するため手段） 本発明者らは、Al、Ｎの各量は通常レベルと
しつつも、従来問題となつたAlNの析出の害は、
析出するAlNを粗大化することによつて解消す
ることを知つた。 すなわち、本発明者らの知見によれば、Al、
Ｎの各量は通常レベルとしつつも、析出する
AlNの形態を制御することによつて焼入れ性の
低下を防止できることを知り、さらに検討を続け
たところ、熱間圧延階段で析出AlNの凝集化を
図ることが有効であることを知見し、本発明を完
成した。 よつて、本発明の要旨とするところは、 重量％で、 Ｃ：0.10％以下、Si：0.06％以下、 Mn：0.1〜0.5％、Al：0.01〜0.04％、 Ｎ：0.0060％以下、 残部Feおよび不可避的不純物元素 からなる組成を有するAlキルド鋼を連続鋳造し、
得られた熱鋳片を750℃以上、Ar3点以下に降温
し、次いで1000〜1150℃に加熱した後、仕上温度
Ar3点以上および巻取温度250〜480℃の条件下で
圧延することを特徴とする、浸炭焼入れ性のすぐ
れた鋼板の製造方法である。 このように、本発明によれば、むしろAlNを
積極的に析出させ、粗大化させてその無害化を図
つているのであり、しかもそのとき予想される加
工性に劣化は、巻取温度を250〜480℃に規制する
ことで炭化物の粒界への析出を抑制すればAlN
の粗大化にもかかわらず予想外にも加工性が併せ
て大巾に改善されるものである。 したがつて、本発明により実用上初めて連続鋳
造低炭素Alキルド鋼の肌焼鋼が製造され得るの
である。 （作用） 次に、本発明において鋼組成および熱間圧延条
件を上述の如く限定した理由を詳述する。なお、
特にことわりがない限り、本明細書において
「％」は「重量％」である。 Ｃ：本発明にあつてＣ量の下限の制限はとくにな
いが0.01％より少ない極低Ｃ量を得るには特殊
な精錬を要するため0.01％以上であることが好
ましい。一方、Ｃ量が0.10％超では加工性が劣
化し、かつ硬質となるため、上限は0.10％とす
る。好ましくは0.04〜0.08％である。 Si：Siは浸炭−焼入れ性には影響のない元素であ
るが、その含有量が0.06％超では加工性が劣化
するため、上限を0.06％とする。好ましくは
0.01〜0.05％である。 Mn：焼入れ性を確保するために0.1％以上を必要
とするが、0.5％超では加工性が劣化し、かつ
得られる組織が硬質となる。よつて、本発明で
はMn量は0.1〜0.5％とする。好ましくは0.12〜
0.40％である。 Al，Ｎ：AlおよびＮはいずれも通常量の存在で
浸炭時のオーステナイト粒を微細化し、焼入れ
性を低下させる元素であるが、本発明では後述
するように、AlおよびＮをAlNとして析出さ
せ、この析出するAlNを粗大化させることに
よりその影響を無害化しているのでAlおよび
Ｎの各量は通常のレベルでよい。すなわち、
Alは脱酸に必要なレベル0.01％を下限とする。
しかし、過度のAl，Ｎの添加はAlNの析出量
が増大するため、本発明法を用いてもオーステ
ナイト粒が細かく焼入れ性が低下するばかりか
延性を劣化するため、通常レベル内でも低い方
が好ましく、上限をAlは0.040％、Ｎは0.0060
％とする。好ましくはAl：0.015〜0.030％、
Ｎ：0.0040％以下である。 なお、本発明においてその他通常の付随不純
物が含有されるが、例えばＳおよびＰについて
はそれぞれ0.020％以下および0.10％以下に制
限すれば十分である。 加熱条件：本発明によれば、連続鋳造により得ら
れた熱鋳片は750℃以上、Ar3点以下に降温す
るが、熱鋳片をAr3点より高い温度で加熱炉に
装入すると添加したAl，Ｎは固溶したままで
存在し、圧延後に微細析出し、前述したように
浸炭時のオーステナイトを微細化するため焼入
れ性が低下する。したがつて連続鋳造による熱
鋳片を一旦Ar3点以下に降温し積極的にAlNを
析出させる必要がある。また750℃より低温に
降温させてもAlNの析出は飽和し、その効果
が飽和するばかりでなく、後続工程で行う再加
熱に必要なエネルギーが増加するため下限を
750℃、好ましくは800℃とする。 次いで、上述のようにして一旦降温させた熱
鋳片は再び1000〜1150℃に加熱してから熱間圧
延を行うが、その場合、加熱温度が1150℃を超
えると、先に析出したAlNが完全再固溶し、
やはり前述と同じ理由で焼入性が低下するため
このときの加熱温度の上限は1150℃とする。一
方、1000℃未満では熱間圧延時にAr3点以上の
仕上温度が確保できないと共に析出したAlN
の粗大凝集化が不十分である。したがつて、本
発明では加熱温度は1000〜1150℃とする。 仕上温度：Ar3点未満の温度で圧延するとフエラ
イト粒が析出することになり、このフエライト
粒が加工されると、加工性が劣化する。 巻取温度：すでに述べたように、本発明にあつて
は、熱間圧延に先立つて加熱時にAlNを析出
させる必要はない。加工性の点から巻取温度が
制約されるだけである。すなわち、480℃を超
えた巻取温度では、フエライト粒界に粗大な炭
化物が生成し、加工性、特に絞り性を劣化させ
る。一方、250℃未満の温度での巻取では、熱
間圧延板中に固溶Ｃが存在し、ひずみ時効によ
る加工性の劣化が生じるため、本発明における
巻取温度は250〜480℃とする。 次に、実施例によつて本発明をさらに説明す
る。 実施例 １ 第１表に示す組成を有するアルミキルド鋼を連
続鋳造して210mm厚のスラブとし、次いで第２表
に示す条件で熱間圧延し、2.6mm厚の熱間圧延板
とした。 このようにして得た熱間圧延鋼板について浸炭
焼入試験を行つた。浸炭焼入性試験方法は、カー
ボンポテンシヤル0.90％のガス浸炭を860℃×90
分行い、次いで160℃の油浴に焼入れして、表面
硬さHv（5kgf）および有効硬化層深さ（Hv500の
位置）を調査することにより行つた。 この熱間圧延板の機械的特性および焼入性につ
いての試験結果を同表にまとめて示す。 同表に示す結果より明らかなように、本発明に
係る製造方法による場合、良好な加工性と焼入性
が併せて得られるのが分かる。一方、本発明にお
ける製造条件を外れた試験No.２〜７に示すものは
いずれも、例えば伸び値で示される加工性が低下
しているか、あるいは有効硬化層深さで示される
焼入れ性が低下している。特に、試験No.２に示す
ように、降温温度が950℃と高くなると、AlNの
析出が十分でなく、焼入れ性の低下は免れない。
また試験No.４に示すものは加熱温度が十分でない
ばかりか仕上げ温度もAr3点未満であるため、
AlNの粗大凝集が十分でなくまたフエライト粒
が加工されるため加工性の低下は免れない。 また、試験No.５，７に示すように巻取温度が高
いと焼入れ性は良好だが延性が低いため加工性が
悪い。 実施例 ２ 鋼成分の加工性および焼入れ性への影響を調査
するため第３表に示す成分の鋼を連続鋳造し厚さ
230mmのスラブとし、同表に示す条件で圧延した。 焼入性は実施例１と同じ方法で測定した。 同表に示す結果より明らかなように、Ｃ，Siお
よびMnが本発明の規定する上限より外れた場合
（試験No.４，６，７）は加工性の劣化が、同じく
Mnが下限より外れた場合は、（試験No.５）焼入
れ性の低下がそれぞれ観察される。 また、Al、Ｎが上限を外れた場合（試験No.
８）、加工性のみでなく焼入れ性も低下すること
が分かる。 第１表 （重量％）Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al Ｎ 0.05 0.001
0.17 0.010 0.012 0.021 0.00 Ar3点 30 870℃ 【表】 (注) ＊：本発明の範囲外
【表】 【表】 (注) ＊本発明の範囲外
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：0.10％以下、Si：0.06％以下、 Mn：0.1〜0.5％、Al：0.01〜0.04％、 Ｎ：0.0060％以下、 残部Feおよび不可避的不純物元素 からなる組成を有するAlキルド鋼を連続鋳造し、
得られた熱鋳片を750℃以上、Ar3点以下に降温
し、次いで1000〜1150℃に加熱した後、仕上温度
Ar3点以上および巻取温度250〜480℃の条件下で
圧延することを特徴とする、浸炭焼入れ性のすぐ
れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22384584A JPS61104030A (ja) | 1984-10-26 | 1984-10-26 | 浸炭焼入れ性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22384584A JPS61104030A (ja) | 1984-10-26 | 1984-10-26 | 浸炭焼入れ性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61104030A JPS61104030A (ja) | 1986-05-22 |
| JPH0553845B2 true JPH0553845B2 (ja) | 1993-08-11 |
Family
ID=16804621
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22384584A Granted JPS61104030A (ja) | 1984-10-26 | 1984-10-26 | 浸炭焼入れ性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61104030A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5650785A (en) * | 1979-09-14 | 1981-05-08 | Trw Inc | Method and device for welding stud |
-
1984
- 1984-10-26 JP JP22384584A patent/JPS61104030A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5650785A (en) * | 1979-09-14 | 1981-05-08 | Trw Inc | Method and device for welding stud |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61104030A (ja) | 1986-05-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4745572B2 (ja) | 高強度鋼帯または鋼板およびその製造方法 | |
| EP2415893B1 (en) | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same | |
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| WO2009142361A1 (en) | High strength thin steel sheet for the superier press formability and surface quality and galvanized steel sheet and method for manufacturing the same | |
| KR20120049622A (ko) | 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 | |
| KR20190075589A (ko) | 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법 | |
| JP3879440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| KR101065781B1 (ko) | 초고강도 열간 압연 강 및 띠강의 제조 방법 | |
| JP2662409B2 (ja) | 低温靭性の優れた極厚調質高張力鋼板の製造方法 | |
| KR102372546B1 (ko) | 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| KR20000043762A (ko) | 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법 | |
| JP2023547102A (ja) | 延性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPH055887B2 (ja) | ||
| JPH09209039A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| KR100276319B1 (ko) | 내식성 및 성형성이 우수한 페라이트계 스테인레스강 제조방법 | |
| KR101143086B1 (ko) | 소부경화 특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법 | |
| JP2745922B2 (ja) | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法 | |
| JPS582248B2 (ja) | 加工性のすぐれた溶融メツキ鋼板の製造法 | |
| JPH0553845B2 (ja) | ||
| KR100470640B1 (ko) | 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| JP2767254B2 (ja) | Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の製造方法 | |
| KR100435466B1 (ko) | 딥드로잉성이 우수한 ｐ첨가 극저탄소 냉연강판의 제조방법 | |
| JPH0321611B2 (ja) | ||
| KR102464387B1 (ko) | 고강도 합금화 용융아연도금 강판 및 그 제조방법 | |
| KR100398383B1 (ko) | 성형성이우수한고강도냉연강판의제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |