JPH06264139A - 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH06264139A JPH06264139A JP5553993A JP5553993A JPH06264139A JP H06264139 A JPH06264139 A JP H06264139A JP 5553993 A JP5553993 A JP 5553993A JP 5553993 A JP5553993 A JP 5553993A JP H06264139 A JPH06264139 A JP H06264139A
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 引張り強さが４４０Ｎ／ｍｍ2 を超え、延性
及び伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．０２〜０．０８重量％，Ｓｉ：０．
３〜０．８重量％，Ｍｎ：１．０〜２．０重量％，Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０３重量％，必要に応じてＴｉ：
０．０１〜０．０５重量％，Ｐ：０．０２重量％以下，
Ｓ：０．００５重量％を含む組成に調整した鋳片を素材
とし、仕上げ温度が１０００〜８５０℃の温度範囲とな
る熱間圧延を施した後、６００℃までは４０℃／秒以
上，６００℃未満は３０℃／秒未満となる平均冷却速度
で冷却し、４００〜５５０℃で巻き取る。 【効果】 微細なフェライト＋パーライト又はセメンタ
イト組織をもち、強度が高いにも拘らず優れた加工性を
示す。軽量化を図った自動車用部品等として使用され
る。
及び伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．０２〜０．０８重量％，Ｓｉ：０．
３〜０．８重量％，Ｍｎ：１．０〜２．０重量％，Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０３重量％，必要に応じてＴｉ：
０．０１〜０．０５重量％，Ｐ：０．０２重量％以下，
Ｓ：０．００５重量％を含む組成に調整した鋳片を素材
とし、仕上げ温度が１０００〜８５０℃の温度範囲とな
る熱間圧延を施した後、６００℃までは４０℃／秒以
上，６００℃未満は３０℃／秒未満となる平均冷却速度
で冷却し、４００〜５５０℃で巻き取る。 【効果】 微細なフェライト＋パーライト又はセメンタ
イト組織をもち、強度が高いにも拘らず優れた加工性を
示す。軽量化を図った自動車用部品等として使用され
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、４４０Ｎ／ｍｍ2 を超
える引張り強さをもち、延性及び伸びフランジ性が要求
される自動車足廻り部品等の部品として好適な熱延鋼板
を製造する方法に関する。
える引張り強さをもち、延性及び伸びフランジ性が要求
される自動車足廻り部品等の部品として好適な熱延鋼板
を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、燃費の向上を図るために車体を軽
量化する研究・開発が行われており、鉄鋼材料に関して
も従来からの製品と同等のプレス成形性をもち且つ優れ
た強度を呈する材料が要求されている。この要求に応え
る材料として、フェライト＋マルテンサイト組織をもつ
デュアルフェイス鋼板や残留オーステナイトを利用した
高強度鋼板が提案されている。デュアルフェイス鋼板と
しては、たとえば特公昭５７−４２１２７号公報，特公
昭６１−１０００９号公報，特公昭６１−１１２９１号
公報，特開昭５７−１４３４３３号公報等で紹介されて
いる。残留オーステナイトを利用した高強度鋼板につい
ても、多くの研究が報告されており、強度−延性バラン
スの優れた鋼材を得る方法が種々提案されている（特開
昭６２−１９６３３６号公報，特開昭６３−４０１７号
公報，特開平１−７９３４５号公報等参照）。
量化する研究・開発が行われており、鉄鋼材料に関して
も従来からの製品と同等のプレス成形性をもち且つ優れ
た強度を呈する材料が要求されている。この要求に応え
る材料として、フェライト＋マルテンサイト組織をもつ
デュアルフェイス鋼板や残留オーステナイトを利用した
高強度鋼板が提案されている。デュアルフェイス鋼板と
しては、たとえば特公昭５７−４２１２７号公報，特公
昭６１−１０００９号公報，特公昭６１−１１２９１号
公報，特開昭５７−１４３４３３号公報等で紹介されて
いる。残留オーステナイトを利用した高強度鋼板につい
ても、多くの研究が報告されており、強度−延性バラン
スの優れた鋼材を得る方法が種々提案されている（特開
昭６２−１９６３３６号公報，特開昭６３−４０１７号
公報，特開平１−７９３４５号公報等参照）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来のデュアルフェイ
ス鋼板では、低温変態相のマルテンサイトを利用してい
ることから、溶接を行ったときに熱影響部の軟質化が避
けられない。また、軟質のフェライトと硬質のマルテン
サイトが混在した組織となっているため、伸びフランジ
加工すると、相界面に応力が集中して割れの起点とな
り、加工された製品に亀裂・破断等の欠陥が発生し易
い。すなわち、デュアルフェイス鋼板は伸びフランジ性
が劣る材料であり、目的形状をもった製品を高い歩留り
で製造できない現状にある。
ス鋼板では、低温変態相のマルテンサイトを利用してい
ることから、溶接を行ったときに熱影響部の軟質化が避
けられない。また、軟質のフェライトと硬質のマルテン
サイトが混在した組織となっているため、伸びフランジ
加工すると、相界面に応力が集中して割れの起点とな
り、加工された製品に亀裂・破断等の欠陥が発生し易
い。すなわち、デュアルフェイス鋼板は伸びフランジ性
が劣る材料であり、目的形状をもった製品を高い歩留り
で製造できない現状にある。
【０００４】他方、残留オーステナイトを利用した高強
度鋼板で所望の残留オーステナイトを得るためには、圧
延後の冷却条件，巻取り温度等の厳格な制御が必要とさ
れる。そのため、鋼板製造工程が面倒なものとなり、熱
間圧延ラインでの製造安定性や材質安定性等において多
くの問題が未解決のままである。本発明は、このような
問題を解消すべく案出されたものであり、合金設計及び
熱延条件の管理によって、微細なフェライトマトリック
スにパーライト又はセメンタイトが微細に分散した組織
を作り込み、延性，伸びフランジ性等の加工性に優れ且
つ材質安定性も高い高強度熱延鋼板を製造することを目
的とする。
度鋼板で所望の残留オーステナイトを得るためには、圧
延後の冷却条件，巻取り温度等の厳格な制御が必要とさ
れる。そのため、鋼板製造工程が面倒なものとなり、熱
間圧延ラインでの製造安定性や材質安定性等において多
くの問題が未解決のままである。本発明は、このような
問題を解消すべく案出されたものであり、合金設計及び
熱延条件の管理によって、微細なフェライトマトリック
スにパーライト又はセメンタイトが微細に分散した組織
を作り込み、延性，伸びフランジ性等の加工性に優れ且
つ材質安定性も高い高強度熱延鋼板を製造することを目
的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度熱延鋼板
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０２〜
０．０８重量％，Ｓｉ：０．３〜０．８重量％，Ｍｎ：
１．０〜２．０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．０３重量
％，Ｐ：０．０２重量％以下，Ｓ：０．００５重量％以
下を含む組成に調整した鋳片を素材とし、仕上げ温度が
１０００〜８５０℃の温度範囲となる熱間圧延を施した
後、６００℃までは４０℃／秒以上，６００℃未満は３
０℃／秒未満となる平均冷却速度で冷却し、４００〜５
５０℃で巻き取ることを特徴とする。使用する鋳片は、
更にＴｉ：０．０１〜０．０５重量％を含んでいても良
い。なお、本発明でいうフェライトとは、ポリゴナルフ
ェライトやアシキュラーフェライトを含む。
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０２〜
０．０８重量％，Ｓｉ：０．３〜０．８重量％，Ｍｎ：
１．０〜２．０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．０３重量
％，Ｐ：０．０２重量％以下，Ｓ：０．００５重量％以
下を含む組成に調整した鋳片を素材とし、仕上げ温度が
１０００〜８５０℃の温度範囲となる熱間圧延を施した
後、６００℃までは４０℃／秒以上，６００℃未満は３
０℃／秒未満となる平均冷却速度で冷却し、４００〜５
５０℃で巻き取ることを特徴とする。使用する鋳片は、
更にＴｉ：０．０１〜０．０５重量％を含んでいても良
い。なお、本発明でいうフェライトとは、ポリゴナルフ
ェライトやアシキュラーフェライトを含む。
【０００６】
【作用】本発明に従って製造される鋼板は、微細なフェ
ライトマトリックスにパーライト又はセメンタイトが微
細に分散した組織をもっており、熱延条件の厳格な制御
を必要とすることなく安定して製造される。この組織に
おいては、ベーナイトやマルテンサイトに比べて比較的
硬質なパーライトを微細に分散させることによって伸び
フランジ性を向上させている。微細なフェライトマトリ
ックスにパーライト又はセメンタイトが微細に分散した
組織は、マトリックスに粒径の小さいフェライトを分散
させ、その結果フェライト変態後に生じるパーライト又
はセメンタイトを微細で且つ分散させた組織である。な
かでも、パーライトは、バンド状に連続的に生成するこ
となく分散状態にあるので、良好な伸びフランジ性を呈
する鋼材が得られる。このような組織は、合金の成分設
計、特に微細フェライトの生成に有効なＮｂの含有量を
規定し、且つ熱延後の冷却及び巻取りを所定温度条件の
下で行うことによって形成される。
ライトマトリックスにパーライト又はセメンタイトが微
細に分散した組織をもっており、熱延条件の厳格な制御
を必要とすることなく安定して製造される。この組織に
おいては、ベーナイトやマルテンサイトに比べて比較的
硬質なパーライトを微細に分散させることによって伸び
フランジ性を向上させている。微細なフェライトマトリ
ックスにパーライト又はセメンタイトが微細に分散した
組織は、マトリックスに粒径の小さいフェライトを分散
させ、その結果フェライト変態後に生じるパーライト又
はセメンタイトを微細で且つ分散させた組織である。な
かでも、パーライトは、バンド状に連続的に生成するこ
となく分散状態にあるので、良好な伸びフランジ性を呈
する鋼材が得られる。このような組織は、合金の成分設
計、特に微細フェライトの生成に有効なＮｂの含有量を
規定し、且つ熱延後の冷却及び巻取りを所定温度条件の
下で行うことによって形成される。
【０００７】［合金元素及び含有量］ Ｃ： 強度を確保するための有効な合金元素であり、引
張り強さ４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の目標強度を得る上で
０．０２重量％以上が必要である。しかし、０．０８重
量％を超える多量のＣを含有すると、鋼材の成形性が著
しく劣化する。したがって、本発明においては、０．０
２〜０．０８重量％の範囲にＣ含有量を定めた。 Ｓｉ： 固溶強化によって強度を向上させると共に、延
性，伸びフランジ性を向上させる合金元素である。Ｓｉ
による性質改善は、含有量が０．３重量％以上で顕著に
なる。しかし、０．８重量％を超えるＳｉ含有量では、
熱延板の表面性状が著しく劣化する。したがって、本発
明においては、０．３〜０．８重量％の範囲にＳｉ含有
量を設定した。
張り強さ４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の目標強度を得る上で
０．０２重量％以上が必要である。しかし、０．０８重
量％を超える多量のＣを含有すると、鋼材の成形性が著
しく劣化する。したがって、本発明においては、０．０
２〜０．０８重量％の範囲にＣ含有量を定めた。 Ｓｉ： 固溶強化によって強度を向上させると共に、延
性，伸びフランジ性を向上させる合金元素である。Ｓｉ
による性質改善は、含有量が０．３重量％以上で顕著に
なる。しかし、０．８重量％を超えるＳｉ含有量では、
熱延板の表面性状が著しく劣化する。したがって、本発
明においては、０．３〜０．８重量％の範囲にＳｉ含有
量を設定した。
【０００８】Ｍｎ： 強度確保のために、１．０重量％
以上の添加が必要とされる。しかし、２．０重量％を超
えて多量のＭｎを含くませると、スラブ内で中心偏析が
助長され、バンドストラクチャーが形成される。その結
果、板材の伸びフランジ性が劣化する。また、溶接性も
低下する。したがって、本発明においては、１．０〜
２．０重量％の範囲にＭｎ含有量を設定した。 Ｎｂ： 析出強化元素として働き、強度の向上に有効な
合金元素である。また、圧延中においてオーステナイト
の再結晶を抑制し、フェライト粒を微細化すると共に、
延性，伸びフランジ性の向上に有効なフェライトの生成
を容易にする。これらの効果を確保するためには、０．
０１重量％以上のＮｂ含有が必要である。しかし、０．
０３重量％を超える多量のＮｂが含有されると、析出強
化に起因して強度が過度に上昇し、延性が著しく低下す
る。したがって、本発明においては、０．０１〜０．０
３重量％の範囲にＮｂ含有量を定めた。
以上の添加が必要とされる。しかし、２．０重量％を超
えて多量のＭｎを含くませると、スラブ内で中心偏析が
助長され、バンドストラクチャーが形成される。その結
果、板材の伸びフランジ性が劣化する。また、溶接性も
低下する。したがって、本発明においては、１．０〜
２．０重量％の範囲にＭｎ含有量を設定した。 Ｎｂ： 析出強化元素として働き、強度の向上に有効な
合金元素である。また、圧延中においてオーステナイト
の再結晶を抑制し、フェライト粒を微細化すると共に、
延性，伸びフランジ性の向上に有効なフェライトの生成
を容易にする。これらの効果を確保するためには、０．
０１重量％以上のＮｂ含有が必要である。しかし、０．
０３重量％を超える多量のＮｂが含有されると、析出強
化に起因して強度が過度に上昇し、延性が著しく低下す
る。したがって、本発明においては、０．０１〜０．０
３重量％の範囲にＮｂ含有量を定めた。
【０００９】Ｐ： 固溶強化元素であり、強度の向上に
有効に寄与する。しかし、スラブの中心偏析を助長させ
る作用を呈する。すなわち、Ｐ含有量が０．０２重量％
を超えると、スラブにおける中心偏析が助長され、バン
ド状のパーライトが鋼板の板厚方向中心部に生じ易くな
る。バンド状のパーライトは、割れ発生の起点となり、
結果として伸びフランジ性が劣化する。 Ｓ： ＭｎＳを形成し、伸びフランジ性を著しく劣化さ
せる有害元素である。そのため、本発明においてはＳ含
有量を０．００５重量％以下，好ましくは０．００３重
量％以下に規制した。 Ｔｉ： 本発明の鋼材において、必要に応じて添加され
る合金元素である。Ｔｉは、Ｓと化合してＴｉＳを形成
し、伸びフランジ性を劣化させるＭｎＳの生成を抑制す
る。この点で、０．０１重量％以上のＴｉ添加は、伸び
フランジ性の向上に極めて有効である。しかしながら、
Ｔｉ添加による性質改善は０．０５重量％で飽和し、そ
れ以上含有させても逆に鋼製造時における経済性を損な
う。したがって、Ｔｉを含有させるとき、その含有量を
０．０１〜０．０５重量％の範囲に定める。
有効に寄与する。しかし、スラブの中心偏析を助長させ
る作用を呈する。すなわち、Ｐ含有量が０．０２重量％
を超えると、スラブにおける中心偏析が助長され、バン
ド状のパーライトが鋼板の板厚方向中心部に生じ易くな
る。バンド状のパーライトは、割れ発生の起点となり、
結果として伸びフランジ性が劣化する。 Ｓ： ＭｎＳを形成し、伸びフランジ性を著しく劣化さ
せる有害元素である。そのため、本発明においてはＳ含
有量を０．００５重量％以下，好ましくは０．００３重
量％以下に規制した。 Ｔｉ： 本発明の鋼材において、必要に応じて添加され
る合金元素である。Ｔｉは、Ｓと化合してＴｉＳを形成
し、伸びフランジ性を劣化させるＭｎＳの生成を抑制す
る。この点で、０．０１重量％以上のＴｉ添加は、伸び
フランジ性の向上に極めて有効である。しかしながら、
Ｔｉ添加による性質改善は０．０５重量％で飽和し、そ
れ以上含有させても逆に鋼製造時における経済性を損な
う。したがって、Ｔｉを含有させるとき、その含有量を
０．０１〜０．０５重量％の範囲に定める。
【００１０】［製造条件］ 仕上げ温度： 熱間圧延は、仕上げ温度が１０００〜８
５０℃の温度範囲となるように行われる。１０００℃を
超える仕上げ温度では、熱延中にオーステナイトの再結
晶が進行し、冷却後に安定してフェライトが得難くな
る。その結果、得られた熱延板の延性が劣化する。逆
に、８５０℃を下回る仕上げ温度では、本発明のように
Ｎｂを含有する鋼の場合、未再結晶状態で圧延が行われ
るために変形抵抗が増大し、通板性が著しく劣化する。
また、板厚精度の悪化や電力原単位の増大も引き起こ
す。
５０℃の温度範囲となるように行われる。１０００℃を
超える仕上げ温度では、熱延中にオーステナイトの再結
晶が進行し、冷却後に安定してフェライトが得難くな
る。その結果、得られた熱延板の延性が劣化する。逆
に、８５０℃を下回る仕上げ温度では、本発明のように
Ｎｂを含有する鋼の場合、未再結晶状態で圧延が行われ
るために変形抵抗が増大し、通板性が著しく劣化する。
また、板厚精度の悪化や電力原単位の増大も引き起こ
す。
【００１１】冷却速度： 仕上げ圧延後の冷却は、目標
とする微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイト
の組織を熱延板に作り込む上で重要な製造条件である。
仕上げ圧延後から６００℃までの温度領域では、フェラ
イト及びパーライトの変態を抑制しながら、伸びフラン
ジ性に有害なパーライトを微細化し分散させる。そのた
め、この温度領域は、４０℃／秒以上の冷却速度で冷却
することが必要となる。他方、６００℃以下の温度領域
においては、ベーナイト変態を抑制しながら微細なフェ
ライトを生成させる上で、冷却速度を３０℃／秒以下に
することが必要である。
とする微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイト
の組織を熱延板に作り込む上で重要な製造条件である。
仕上げ圧延後から６００℃までの温度領域では、フェラ
イト及びパーライトの変態を抑制しながら、伸びフラン
ジ性に有害なパーライトを微細化し分散させる。そのた
め、この温度領域は、４０℃／秒以上の冷却速度で冷却
することが必要となる。他方、６００℃以下の温度領域
においては、ベーナイト変態を抑制しながら微細なフェ
ライトを生成させる上で、冷却速度を３０℃／秒以下に
することが必要である。
【００１２】巻取り温度： 本発明者等は、多数の実験
から、粗大なパーライトの生成を抑制する条件下でフェ
ライトを十分に微細化するために、熱延板の巻取り温度
を５５０℃以下にすることが必要であることを見い出し
た。しかし、４００℃を下回る巻取り温度では、ベーナ
イトが生成し易くなり、延性の劣化を引き起こす。そこ
で、本発明においては、５５０〜４００℃の巻取り温度
を採用した。
から、粗大なパーライトの生成を抑制する条件下でフェ
ライトを十分に微細化するために、熱延板の巻取り温度
を５５０℃以下にすることが必要であることを見い出し
た。しかし、４００℃を下回る巻取り温度では、ベーナ
イトが生成し易くなり、延性の劣化を引き起こす。そこ
で、本発明においては、５５０〜４００℃の巻取り温度
を採用した。
【００１３】
【実施例】成分を表１に示す各種鋼を溶製した。表１に
おけるＡ系列の鋼は、本発明で規定した成分に関する要
件を満足する鋼である。他方、Ｂ系列の鋼は、本発明で
規定した範囲を外れる鋼である。
おけるＡ系列の鋼は、本発明で規定した成分に関する要
件を満足する鋼である。他方、Ｂ系列の鋼は、本発明で
規定した範囲を外れる鋼である。
【表１】
【００１４】各種鋼を表２に示す熱延条件下で、板厚３
ｍｍの熱延板に熱間圧延した。熱延板から試験片を切り
出し、ＪＩＳ ５号引張り試験機で強度試験を行った。
また、試験片に直径１０ｍｍの初期孔径ｄ0 で打抜き孔
を穿設し、頂角６０度の円錐ポンチで打抜き孔を孔径ｄ
1 に押し広げ、試験片に亀裂や破断が生じない限界孔広
げ率λ％［＝（ｄ1 −ｄ0 ）／ｄ0 ×１００］を測定す
る孔広げ試験によって、伸びフランジ性を調査した。
ｍｍの熱延板に熱間圧延した。熱延板から試験片を切り
出し、ＪＩＳ ５号引張り試験機で強度試験を行った。
また、試験片に直径１０ｍｍの初期孔径ｄ0 で打抜き孔
を穿設し、頂角６０度の円錐ポンチで打抜き孔を孔径ｄ
1 に押し広げ、試験片に亀裂や破断が生じない限界孔広
げ率λ％［＝（ｄ1 −ｄ0 ）／ｄ0 ×１００］を測定す
る孔広げ試験によって、伸びフランジ性を調査した。
【表２】
【表３】
【００１５】試験結果を示す表３から明らかなように、
試験番号１３〜１７の比較例は、材料強度，延性，孔広
げ性の何れかが劣っていた。この傾向は、成分的に本発
明で規定する要件を満足する試験番号１３及び１４の試
験片においてもみられた。これに対し、成分及び製造条
件の両者共に本発明で規定する要件を満足する試験番号
１〜１２の試験片では、優れた延性及び伸びフランジ性
が示されている。特に、各指標の積算値ＴＳ×Ｅｌ，Ｔ
Ｓ×λ，ＴＳ×Ｅｌ×λ等を比較するとき、本発明に従
って得られた鋼材の優れていることが歴然としている。
試験番号１３〜１７の比較例は、材料強度，延性，孔広
げ性の何れかが劣っていた。この傾向は、成分的に本発
明で規定する要件を満足する試験番号１３及び１４の試
験片においてもみられた。これに対し、成分及び製造条
件の両者共に本発明で規定する要件を満足する試験番号
１〜１２の試験片では、優れた延性及び伸びフランジ性
が示されている。特に、各指標の積算値ＴＳ×Ｅｌ，Ｔ
Ｓ×λ，ＴＳ×Ｅｌ×λ等を比較するとき、本発明に従
って得られた鋼材の優れていることが歴然としている。
【００１６】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、合金設計に併せて熱延条件を特定することにより、
微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイトの組織
をもつ熱延板を安定して製造している。この熱延板は、
延性及び伸びフランジ性に優れていると共に、４４０Ｎ
／ｍｍ2 以上の引張り強さをもっている。そのため、軽
量化を図った自動車用部品を始めとして、種々の分野で
軽量高強度材料として使用される。
は、合金設計に併せて熱延条件を特定することにより、
微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイトの組織
をもつ熱延板を安定して製造している。この熱延板は、
延性及び伸びフランジ性に優れていると共に、４４０Ｎ
／ｍｍ2 以上の引張り強さをもっている。そのため、軽
量化を図った自動車用部品を始めとして、種々の分野で
軽量高強度材料として使用される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 肥後 裕一 東京都千代田区丸の内三丁目４番１号 日 新製鋼株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２〜０．０８重量％，Ｓｉ：
０．３〜０．８重量％，Ｍｎ：１．０〜２．０重量％，
Ｎｂ：０．０１〜０．０３重量％，Ｐ：０．０２重量％
以下，Ｓ：０．００５重量％以下を含む組成に調整した
鋳片を素材とし、仕上げ温度が１０００〜８５０℃の温
度範囲となる熱間圧延を施した後、６００℃までは４０
℃／秒以上，６００℃未満は３０℃／秒未満となる平均
冷却速度で冷却し、４００〜５５０℃で巻き取ることを
特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０２〜０．０８重量％，Ｓｉ：
０．３〜０．８重量％，Ｍｎ：１．０〜２．０重量％，
Ｎｂ：０．０１〜０．０３重量％，Ｔｉ：０．０１〜
０．０５重量％，Ｐ：０．０２重量％以下，Ｓ：０．０
０５重量％以下を含む組成に調整した鋳片を素材とし、
仕上げ温度が１０００〜８５０℃の温度範囲となる熱間
圧延を施した後、６００℃までは４０℃／秒以上，６０
０℃未満は３０℃／秒未満となる平均冷却速度で冷却
し、４００〜５５０℃で巻き取ることを特徴とする加工
性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05553993A JP3338499B2 (ja) | 1993-03-16 | 1993-03-16 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05553993A JP3338499B2 (ja) | 1993-03-16 | 1993-03-16 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06264139A true JPH06264139A (ja) | 1994-09-20 |
| JP3338499B2 JP3338499B2 (ja) | 2002-10-28 |
Family
ID=13001529
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05553993A Expired - Fee Related JP3338499B2 (ja) | 1993-03-16 | 1993-03-16 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3338499B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1375694A1 (en) * | 2002-06-19 | 2004-01-02 | Rautaruukki OYJ | Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same |
| CN104630629A (zh) * | 2015-03-06 | 2015-05-20 | 河北普阳钢铁有限公司 | 一种汽车桥壳钢及其制备方法 |
-
1993
- 1993-03-16 JP JP05553993A patent/JP3338499B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| EP1375694A1 (en) * | 2002-06-19 | 2004-01-02 | Rautaruukki OYJ | Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same |
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| JP3338499B2 (ja) | 2002-10-28 |
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