JPH0791618B2 - 冷間加工後の一様伸びの優れている引張強度３４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
冷間加工後の一様伸びの優れている引張強度３４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0791618B2 JPH0791618B2 JP4292352A JP29235292A JPH0791618B2 JP H0791618 B2 JPH0791618 B2 JP H0791618B2 JP 4292352 A JP4292352 A JP 4292352A JP 29235292 A JP29235292 A JP 29235292A JP H0791618 B2 JPH0791618 B2 JP H0791618B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、一般および溶接構造用
に用いられる引張強度が３４〜６２kgf/mm2級のもので
常温における冷間成形後も一様伸びの優れている熱延鋼
板ならびにその製造方法に関する。
に用いられる引張強度が３４〜６２kgf/mm2級のもので
常温における冷間成形後も一様伸びの優れている熱延鋼
板ならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、構造用熱延鋼板の品質および製造
技術が著しく進展するとともに、特に建築および土木分
野において耐震設計の観点から塑性変形能の優れた鋼材
に対する需要が増大し、鋼板に対して高強度、低降伏
比、高い一様伸びが要求されている。
技術が著しく進展するとともに、特に建築および土木分
野において耐震設計の観点から塑性変形能の優れた鋼材
に対する需要が増大し、鋼板に対して高強度、低降伏
比、高い一様伸びが要求されている。
【０００３】これに対してたとえば特開昭５７−１６１
１８号公報には〔Ｃ〕量を０．２６〜０．４８％まで高
めた低降伏比油井用電縫鋼管の製造方法、特開昭５７−
１６１１９号公報には〔Ｃ〕量を０．１０〜０．２０％
とした低降伏比高張力電縫鋼管の製造方法が開示されて
いるが、これらはいずれも低降伏比の熱延鋼板を製造
し、次に冷間成形において加工硬化量が大きくならない
ように歪み量を制限して加工する熱処理不要な電縫鋼管
の製造方法であり、さらに、特開平４−１７６８１８号
公報には歪みのないフェライトとパーライト二相組織を
熱間加工後の冷却速度規制と熱処理とによって得る耐震
特性に優れた鋼管または角管の製造方法などが提案され
ている。しかしながら、いずれも生産性を著しく低下さ
せるうえに前者は溶接性を著しく損ねるなど産業界の要
望に必ずしも応えているとは言えないのが現状である。
１８号公報には〔Ｃ〕量を０．２６〜０．４８％まで高
めた低降伏比油井用電縫鋼管の製造方法、特開昭５７−
１６１１９号公報には〔Ｃ〕量を０．１０〜０．２０％
とした低降伏比高張力電縫鋼管の製造方法が開示されて
いるが、これらはいずれも低降伏比の熱延鋼板を製造
し、次に冷間成形において加工硬化量が大きくならない
ように歪み量を制限して加工する熱処理不要な電縫鋼管
の製造方法であり、さらに、特開平４−１７６８１８号
公報には歪みのないフェライトとパーライト二相組織を
熱間加工後の冷却速度規制と熱処理とによって得る耐震
特性に優れた鋼管または角管の製造方法などが提案され
ている。しかしながら、いずれも生産性を著しく低下さ
せるうえに前者は溶接性を著しく損ねるなど産業界の要
望に必ずしも応えているとは言えないのが現状である。
【０００４】その他、特開平４−４８０４８号公報には
鋼の母地中に０．５μｍ以下の（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｏ，
Ｎ）複合結晶相を有した酸化物系介在物を、特開平４−
９９２４８号公報には鋼の母地中に１μｍ以下のＴｉ
（Ｏ，Ｎ）複合結晶相を有した酸化物系介在物を、それ
ぞれ分散させて溶接熱影響部の靭性の改善を図る技術が
開示されているが、分散相も、その目的も本発明とは本
質的に別異なる技術である。
鋼の母地中に０．５μｍ以下の（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｏ，
Ｎ）複合結晶相を有した酸化物系介在物を、特開平４−
９９２４８号公報には鋼の母地中に１μｍ以下のＴｉ
（Ｏ，Ｎ）複合結晶相を有した酸化物系介在物を、それ
ぞれ分散させて溶接熱影響部の靭性の改善を図る技術が
開示されているが、分散相も、その目的も本発明とは本
質的に別異なる技術である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一般に、高強度鋼にな
るほど降伏比は高く延性は低下し、したがって一様伸び
も低下する。特に、丸および角形鋼管、形鋼、シートパ
イルなどに冷間成形した後では加工歪みによる加工硬化
の影響により一様伸びが著しく低下してしまう。本発明
は、このような問題を解決するものであって、丸形およ
び角形鋼管、形鋼やシートパイルなどに生産性を低下さ
せない通常の冷間成形した後でも、一様伸びの優れてい
る熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的と
する。
るほど降伏比は高く延性は低下し、したがって一様伸び
も低下する。特に、丸および角形鋼管、形鋼、シートパ
イルなどに冷間成形した後では加工歪みによる加工硬化
の影響により一様伸びが著しく低下してしまう。本発明
は、このような問題を解決するものであって、丸形およ
び角形鋼管、形鋼やシートパイルなどに生産性を低下さ
せない通常の冷間成形した後でも、一様伸びの優れてい
る熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく、鋼の化学成分、結晶組織と得られる機械
的性質との関係、さらに冷間成形後の機械的性質と素材
のそれとの関係などを詳細に調査研究した。その結果、
一般および溶接構造用鋼、特に建築土木用に最も多く使
用されている引張強度３４〜６２kgf/mm2 級の熱延鋼板
では、引張強度と一様伸びとの間の相関関係と冷間成形
後のそれらの相関関係とがほぼ一致し同じ曲線で近似で
きること、鋼中の〔Ｎ〕を増加していくと素材も冷間加
工後の材料も強度が上昇し一様伸びが低下するが、さら
に〔Ｔｉ〕を添加すると一様伸びが回復するとともに上
記相関関係から外れ、高強度であっても高い一様伸びが
得られることを知見した。
を達成すべく、鋼の化学成分、結晶組織と得られる機械
的性質との関係、さらに冷間成形後の機械的性質と素材
のそれとの関係などを詳細に調査研究した。その結果、
一般および溶接構造用鋼、特に建築土木用に最も多く使
用されている引張強度３４〜６２kgf/mm2 級の熱延鋼板
では、引張強度と一様伸びとの間の相関関係と冷間成形
後のそれらの相関関係とがほぼ一致し同じ曲線で近似で
きること、鋼中の〔Ｎ〕を増加していくと素材も冷間加
工後の材料も強度が上昇し一様伸びが低下するが、さら
に〔Ｔｉ〕を添加すると一様伸びが回復するとともに上
記相関関係から外れ、高強度であっても高い一様伸びが
得られることを知見した。
【０００７】本発明はこれらの知見に基づいて構成した
もので、その要旨は、〔Ｃ〕：０．０４０〜０．２５
％、〔Ｎ〕：０．００５０〜０．０１５０％、〔Ｔ
ｉ〕：０．００３〜０．０５０％を含有し、母地中に粒
径が１μｍを超えるＴｉＮが０．０００８〜０．０１５
％の割合で分散すると共に、Ｃeq．（ＷＥＳ）を０．１
０〜０．４５％としたこと、および前記成分を、含む鋼
片を熱間圧延のため１０００〜１３００℃に加熱し圧延
し、Ａｒ3 変態点以上の温度で圧延を終了し、５００℃
以上の温度から空冷するかあるいは巻取り温度５００℃
以上で巻取り空冷するかして、鋼組織中のパーライト相
を面積分率で５〜２０％とすることを特徴とする冷間成
形後の一様伸びの大きい引張強度３４〜６２kgf/mm2 の
高強度熱延鋼板およびその製造方法である。
もので、その要旨は、〔Ｃ〕：０．０４０〜０．２５
％、〔Ｎ〕：０．００５０〜０．０１５０％、〔Ｔ
ｉ〕：０．００３〜０．０５０％を含有し、母地中に粒
径が１μｍを超えるＴｉＮが０．０００８〜０．０１５
％の割合で分散すると共に、Ｃeq．（ＷＥＳ）を０．１
０〜０．４５％としたこと、および前記成分を、含む鋼
片を熱間圧延のため１０００〜１３００℃に加熱し圧延
し、Ａｒ3 変態点以上の温度で圧延を終了し、５００℃
以上の温度から空冷するかあるいは巻取り温度５００℃
以上で巻取り空冷するかして、鋼組織中のパーライト相
を面積分率で５〜２０％とすることを特徴とする冷間成
形後の一様伸びの大きい引張強度３４〜６２kgf/mm2 の
高強度熱延鋼板およびその製造方法である。
【０００８】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。本発明
においては先ず、転炉、電気炉などの溶解炉で溶製され
た溶鋼を、連続鋳造または造塊・分塊工程を経て鋼片に
製造する通常の鋼片製造工程により、Ｃ：０．０４０〜
０．２５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５０％を少なくとも含有し、か
つＣeq．：０．１０〜０．４５％の低合金鋼片を製造す
る。
においては先ず、転炉、電気炉などの溶解炉で溶製され
た溶鋼を、連続鋳造または造塊・分塊工程を経て鋼片に
製造する通常の鋼片製造工程により、Ｃ：０．０４０〜
０．２５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５０％を少なくとも含有し、か
つＣeq．：０．１０〜０．４５％の低合金鋼片を製造す
る。
【０００９】本発明において、鋼中の成分を上記のよう
に特定するのは、以下の理由による。Ｃは、鋼の強度お
よび鋼組織中のパーライト相の量を決定する上で重要な
成分である。引張強度が３４kgf/mm2 以上の熱延鋼板で
鋼組織中のパーライト相が面積分率で５％よりも少ない
と冷間成形後の一様伸びが著しく低下する。これはパー
ライトが強度を負担しフェライトの転位密度の上昇を防
いでその塑性変形能を保つからで、このような鋼組織を
得るためにはＣ量を０．０４％以上にする必要がある。
しかし、０．２５％を超えると溶接性を損なうので上限
を０．２５％とした。
に特定するのは、以下の理由による。Ｃは、鋼の強度お
よび鋼組織中のパーライト相の量を決定する上で重要な
成分である。引張強度が３４kgf/mm2 以上の熱延鋼板で
鋼組織中のパーライト相が面積分率で５％よりも少ない
と冷間成形後の一様伸びが著しく低下する。これはパー
ライトが強度を負担しフェライトの転位密度の上昇を防
いでその塑性変形能を保つからで、このような鋼組織を
得るためにはＣ量を０．０４％以上にする必要がある。
しかし、０．２５％を超えると溶接性を損なうので上限
を０．２５％とした。
【００１０】Ｎは、鋼中に添加されフェライト地中に固
溶して鋼の強度を上昇させ塑性変形能を低下させるが、
Ｔｉとともに添加するとＴｉＮを形成し、鋼中の固溶Ｎ
を低減して塑性変形能を回復させるだけでなく、分散強
化に働き高強度で一様伸びの大きい新性能を鋼に付与す
る重要な元素である。それには粒径の平均が１μｍを超
えるＴｉＮを重量で０．０００８〜０．０１５％の割合
で母地中に分散させることが必要であり、そのためのＴ
ｉの量は０．００３〜０．０５０％の範囲が有効であ
る。ＴｉＮの粒径の平均が１μｍ以下では分散強化が十
分に行われない。また、Ｎは少なくても０．００５０
％、好ましくは０．００８０％以上は必要であるが、
０．０１５０％を超えると強化が過ぎてかえって一様伸
びを低下させるので上限を０．０１５０％とした。尚、
上記ＴｉＮを鋼中に有効に形成させるためには、Ｔｉ添
加前にあらかじめＡｌを添加して脱酸しておくことが好
ましい。Ｔｉは上記の理由で本発明鋼に添加されるが、
好ましい範囲を０．０１〜０．０３％とする。
溶して鋼の強度を上昇させ塑性変形能を低下させるが、
Ｔｉとともに添加するとＴｉＮを形成し、鋼中の固溶Ｎ
を低減して塑性変形能を回復させるだけでなく、分散強
化に働き高強度で一様伸びの大きい新性能を鋼に付与す
る重要な元素である。それには粒径の平均が１μｍを超
えるＴｉＮを重量で０．０００８〜０．０１５％の割合
で母地中に分散させることが必要であり、そのためのＴ
ｉの量は０．００３〜０．０５０％の範囲が有効であ
る。ＴｉＮの粒径の平均が１μｍ以下では分散強化が十
分に行われない。また、Ｎは少なくても０．００５０
％、好ましくは０．００８０％以上は必要であるが、
０．０１５０％を超えると強化が過ぎてかえって一様伸
びを低下させるので上限を０．０１５０％とした。尚、
上記ＴｉＮを鋼中に有効に形成させるためには、Ｔｉ添
加前にあらかじめＡｌを添加して脱酸しておくことが好
ましい。Ｔｉは上記の理由で本発明鋼に添加されるが、
好ましい範囲を０．０１〜０．０３％とする。
【００１１】この他、鋼片中に含まれるＰおよびＳは、
靭性、溶接性などを低下させる有害な不純物成分である
ので、それぞれ０．０２５％以下、Ｐ＋Ｓ≦０．０４％
とする。
靭性、溶接性などを低下させる有害な不純物成分である
ので、それぞれ０．０２５％以下、Ｐ＋Ｓ≦０．０４％
とする。
【００１２】さらに、強度や靭性を向上させる有効な成
分としてＳｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜
２．０％、ＣｕおよびＮｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００７０
％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％の一種または二
種以上を選択して含有させることができる。この場合、
このような選択成分を含有させることは強度を高める上
で有効であるが、他方で溶接性を損ねるのでＣeq．（Ｗ
ＥＳ式）に換算して強度確保から下限を、溶接性から上
限を限定し０．１０〜０．４５％の範囲に制限する。
分としてＳｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜
２．０％、ＣｕおよびＮｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００７０
％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％の一種または二
種以上を選択して含有させることができる。この場合、
このような選択成分を含有させることは強度を高める上
で有効であるが、他方で溶接性を損ねるのでＣeq．（Ｗ
ＥＳ式）に換算して強度確保から下限を、溶接性から上
限を限定し０．１０〜０．４５％の範囲に制限する。
【００１３】上記のような成分範囲に調整された低合金
鋼の鋼片を、熱間圧延のため１０００〜１３００℃に加
熱し圧延し、Ａｒ3 変態点以上の温度で圧延を終了し、
５００℃以上の温度から空冷するか、あるいは巻取り温
度５００℃以上で巻取り空冷し、鋼組織中のパーライト
相の量が面積分率で５〜２０％であるように冷却して高
強度熱延鋼板を製造する。
鋼の鋼片を、熱間圧延のため１０００〜１３００℃に加
熱し圧延し、Ａｒ3 変態点以上の温度で圧延を終了し、
５００℃以上の温度から空冷するか、あるいは巻取り温
度５００℃以上で巻取り空冷し、鋼組織中のパーライト
相の量が面積分率で５〜２０％であるように冷却して高
強度熱延鋼板を製造する。
【００１４】熱間圧延のための加熱温度の下限を１００
０℃としたのは、鋼板の板厚によっては圧延終了温度が
Ａｒ3 変態点以下になってフェライトが強加工され、母
地中の転位密度が高くなって強度が上昇し塑性変形能が
損なわれるのを防止するためであるが、１３００℃を超
えると鋼片の酸化による製品歩留の低下が著しくなるの
で１３００℃を上限とする。圧延終了温度をＡｒ3 変態
点以上とするのも上記理由による。また、圧延後の空冷
の開始温度や巻取り温度についても鋼板の強度の不要な
上昇を避けるためで５００℃以上の高温とする。
０℃としたのは、鋼板の板厚によっては圧延終了温度が
Ａｒ3 変態点以下になってフェライトが強加工され、母
地中の転位密度が高くなって強度が上昇し塑性変形能が
損なわれるのを防止するためであるが、１３００℃を超
えると鋼片の酸化による製品歩留の低下が著しくなるの
で１３００℃を上限とする。圧延終了温度をＡｒ3 変態
点以上とするのも上記理由による。また、圧延後の空冷
の開始温度や巻取り温度についても鋼板の強度の不要な
上昇を避けるためで５００℃以上の高温とする。
【００１５】本発明にしたがって製造された鋼板は、Ｔ
ｉＮが微細分散析出し、図１，図２に示すように面積分
率で５％以上パーライト相を含む細粒フェライト−パー
ライト（一部ベイナイトを含む）組織を呈し、かつ冷間
加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板である。
ｉＮが微細分散析出し、図１，図２に示すように面積分
率で５％以上パーライト相を含む細粒フェライト−パー
ライト（一部ベイナイトを含む）組織を呈し、かつ冷間
加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板である。
【００１６】
【実施例】次に本発明の実施例を説明する。表１に示す
化学成分組成のＴｉ−Ｎ含有鋼片を比較鋼とともに板厚
３．０mm〜２２．２mmに熱延し、鋼板の機械的性質を調
査した。表２に製造工程を、表３は熱延ままおよび１０
％歪み加工後のそれぞれの特性を、表４，５には熱延ま
まおよび角形鋼管成形後の各部位における特性を調査し
た結果を示す。また、図１（ａ）は本発明鋼＃Ｔ−２の
角形鋼管平面部（ＭＩＤ）の、また（ｂ）は比較鋼＃Ｓ
−２の金属組織の光学顕微鏡写真（４００倍）を示す。
（ａ）図の本発明鋼においては、パーライト相はほぼ１
５．２％（面積率）であるに対して、（ｂ）図の比較鋼
では４％程度と極めて少ないことがわかる。図２には表
４の結果を中心に本発明鋼と比較鋼の引張強度と一様伸
びの関係を比較して示す。
化学成分組成のＴｉ−Ｎ含有鋼片を比較鋼とともに板厚
３．０mm〜２２．２mmに熱延し、鋼板の機械的性質を調
査した。表２に製造工程を、表３は熱延ままおよび１０
％歪み加工後のそれぞれの特性を、表４，５には熱延ま
まおよび角形鋼管成形後の各部位における特性を調査し
た結果を示す。また、図１（ａ）は本発明鋼＃Ｔ−２の
角形鋼管平面部（ＭＩＤ）の、また（ｂ）は比較鋼＃Ｓ
−２の金属組織の光学顕微鏡写真（４００倍）を示す。
（ａ）図の本発明鋼においては、パーライト相はほぼ１
５．２％（面積率）であるに対して、（ｂ）図の比較鋼
では４％程度と極めて少ないことがわかる。図２には表
４の結果を中心に本発明鋼と比較鋼の引張強度と一様伸
びの関係を比較して示す。
【００１７】これらの結果から明らかなように本発明鋼
（＃Ｃ−４，＃Ｃ−６，＃Ｔ−１，＃Ｔ−２，＃Ｔ−
３，＃Ｔ−４）はそれぞれの比較鋼と比べて、強度が高
いにもかかわらず特に冷間加工後も大きな一様伸びを保
持している。このことは、本発明鋼および比較鋼の熱延
鋼板とその鋼板を素材として実際の生産ラインで角形鋼
管に冷間成形した後の一様伸びと強度との関係をみた図
２によってよく理解される。
（＃Ｃ−４，＃Ｃ−６，＃Ｔ−１，＃Ｔ−２，＃Ｔ−
３，＃Ｔ−４）はそれぞれの比較鋼と比べて、強度が高
いにもかかわらず特に冷間加工後も大きな一様伸びを保
持している。このことは、本発明鋼および比較鋼の熱延
鋼板とその鋼板を素材として実際の生産ラインで角形鋼
管に冷間成形した後の一様伸びと強度との関係をみた図
２によってよく理解される。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【表４】
【００２２】
【表５】
【００２３】
【発明の効果】以上のように、本発明は、鋼中の成分を
特定し、比較的大きなＴｉＮを形成させて分散強化能を
もたせ、鋼中に有効なパーライト相を生成させることに
より、通常の生産性を低下させない冷間成形を行った後
でも、一様伸びが極めて優れている引張強さ３４〜６２
kgf/mm2 を有する高強度熱延鋼板を製造できる。この高
強度熱延鋼板は、一般および溶接構造用鋼材として、特
に土木建築用の丸形、角形の鋼管、形鋼あるいはシート
パイルなどの素材として極めて有用である。
特定し、比較的大きなＴｉＮを形成させて分散強化能を
もたせ、鋼中に有効なパーライト相を生成させることに
より、通常の生産性を低下させない冷間成形を行った後
でも、一様伸びが極めて優れている引張強さ３４〜６２
kgf/mm2 を有する高強度熱延鋼板を製造できる。この高
強度熱延鋼板は、一般および溶接構造用鋼材として、特
に土木建築用の丸形、角形の鋼管、形鋼あるいはシート
パイルなどの素材として極めて有用である。
【図１】角形鋼管平面部の金属組織を示し、（ａ）は表
４の本発明鋼＃Ｔ−２（ＭＩＤ部）でパーライト相を１
５．２％含む組織、（ｂ）は同じく比較鋼＃Ｓ−２（ｔ
＝３．２mm）でパーライト相を４．０％含む組織の４０
０倍拡大顕微鏡写真である。
４の本発明鋼＃Ｔ−２（ＭＩＤ部）でパーライト相を１
５．２％含む組織、（ｂ）は同じく比較鋼＃Ｓ−２（ｔ
＝３．２mm）でパーライト相を４．０％含む組織の４０
０倍拡大顕微鏡写真である。
【図２】表４の各種熱延鋼板および角形鋼管における引
張強度と一様伸びの関係を示す図である。
張強度と一様伸びの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 原渕 孝司 福岡県北九州市戸畑区大字中原先の浜46− 59 日本鋳鍛鋼株式会社内 (72)発明者 中野 義一 福岡県北九州市戸畑区大字中原先の浜46− 59 日本鋳鍛鋼株式会社内 (72)発明者 持木 宏 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (72)発明者 長田 君応 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭52−114419（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−123925（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 重量で Ｃ ：０．０４〜０．２５％、 Ｎ ：０．００５０〜０．０１５０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％ を鋼中に必須成分として含有し、かつ炭素当量（Ｃe
q．）が０．１０〜０．４５％で、パーライト相が面積
分率で５％以上あり、かつ母地中に粒径の平均が１μｍ
以上のＴｉＮが重量で０．０００８〜０．０１５％の割
合で分散していることを特徴とする冷間加工後の一様伸
びの優れている引張強度が３４kgf/mm2 以上の熱延鋼
板。 - 【請求項２】 請求項１の鋼成分からなる鋼片を１００
０〜１３００℃の温度域に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の
温度で熱間圧延加工を終了し、５００℃以上の温度から
空冷するかあるいは巻取ることを特徴とする冷間加工後
の一様伸びの優れている引張強度が３４kgf/mm2 以上の
熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4292352A JPH0791618B2 (ja) | 1992-09-14 | 1992-10-30 | 冷間加工後の一様伸びの優れている引張強度３４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延鋼板およびその製造方法 |
| DE69325644T DE69325644T2 (de) | 1992-10-30 | 1993-10-29 | Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit hervorragender gleichmässiger Dehnung nach der Kaltverformung und Verfahren zu dessen Herstellung |
| CA002124838A CA2124838C (en) | 1992-10-30 | 1993-10-29 | High strength hot rolled steel plates and sheets excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
| US08/256,224 US5509977A (en) | 1992-01-30 | 1993-10-29 | High strength hot rolled steel plates and sheets excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
| PCT/JP1993/001580 WO1994010355A1 (en) | 1992-10-30 | 1993-10-29 | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
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