JPS5811734A - 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 - Google Patents
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法Info
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- JPS5811734A JPS5811734A JP10930881A JP10930881A JPS5811734A JP S5811734 A JPS5811734 A JP S5811734A JP 10930881 A JP10930881 A JP 10930881A JP 10930881 A JP10930881 A JP 10930881A JP S5811734 A JPS5811734 A JP S5811734A
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- 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
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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】
本発明は主として自動車用途を対象とし、板厚１．６〜
４．０一種度で５０に９ｆ／−以上の引張強さを有し、
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法に係る
。
４．０一種度で５０に９ｆ／−以上の引張強さを有し、
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法に係る
。
従来、引張強さ５０に９ｆ／−以上の高強度熱延鋼板は
、高Ｃ−ＩＮ−Ｍ１系、または８１− Ｍｎ Ｋ： Ｎ
ｂ 。
、高Ｃ−ＩＮ−Ｍ１系、または８１− Ｍｎ Ｋ： Ｎ
ｂ 。
Ｖ 、 Ｔｌを添加しこれらの炭窒化物の析出強化によ
りて強度をもたせる析出強化系によって製造されていた
。しかし前者は高Ｃのための点溶接性の悪さ、後者は析
出強化特有の伸びの低さによシその使用用途が限られて
いた。
りて強度をもたせる析出強化系によって製造されていた
。しかし前者は高Ｃのための点溶接性の悪さ、後者は析
出強化特有の伸びの低さによシその使用用途が限られて
いた。
こういう状況を打ち破るものとして期待された材料がフ
ェライトとマルテンサイトからなゐいわゆる複合組織鋼
（Ｄｔｘａｌ Ｐｈａｓ・鋼）である、低降伏点、高加
工硬化、高伸びというような加工性の点からは実に好ま
しい性質を有する。この鋼のもと４との製造法はｒＸ／
ｒ ２相域に加熱後急冷するという方法で連続焼鈍設備
がこれに適していた。しかし一般的には熱延鋼板の連続
焼鈍設備はないため熱延ままでの製造、すなわち非調質
化の開発研究が行なわれ、いくつかの方法が提案されて
いるが工程条件に過度の負荷が加わった夛、多くの合金
元素を必要とするというような問題が生じ、経済性、特
性上の観点から実用化されるに至っていない。
ェライトとマルテンサイトからなゐいわゆる複合組織鋼
（Ｄｔｘａｌ Ｐｈａｓ・鋼）である、低降伏点、高加
工硬化、高伸びというような加工性の点からは実に好ま
しい性質を有する。この鋼のもと４との製造法はｒＸ／
ｒ ２相域に加熱後急冷するという方法で連続焼鈍設備
がこれに適していた。しかし一般的には熱延鋼板の連続
焼鈍設備はないため熱延ままでの製造、すなわち非調質
化の開発研究が行なわれ、いくつかの方法が提案されて
いるが工程条件に過度の負荷が加わった夛、多くの合金
元素を必要とするというような問題が生じ、経済性、特
性上の観点から実用化されるに至っていない。
以上のようなことを背景に開発、実用化されたのが本発
明である。本発明の要旨とするところは下記のとおシで
ある。
明である。本発明の要旨とするところは下記のとおシで
ある。
（１）Ｃ：０１０５〜０．１５９１Ｇ、８１ ： １．
５−以下、Ｍｎ：０．７〜１．５１．Ｐ：０．０１参以
下、Ｓ ：０．００５−以下、ムｔ：０．０１〜０．１
０哄を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素からなる
鋼をス２ｆとした後、１２００℃以下に加熱し、熱間圧
延してＡｒｓ変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了し、３
５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強さｔＸ
５０時ｆ／−以上で加工性、溶接性の優れ先高強度熱延
鋼板の製造法。
５−以下、Ｍｎ：０．７〜１．５１．Ｐ：０．０１参以
下、Ｓ ：０．００５−以下、ムｔ：０．０１〜０．１
０哄を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素からなる
鋼をス２ｆとした後、１２００℃以下に加熱し、熱間圧
延してＡｒｓ変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了し、３
５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強さｔＸ
５０時ｆ／−以上で加工性、溶接性の優れ先高強度熱延
鋼板の製造法。
（２）Ｃ：０．０！５〜０．１５憾、８１：１．！Ｓチ
以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５−１Ｐ：０．０１鳴以
下、８ ： ０．００５−以下、ＡＡ ： ０．０１〜
０．１０１Ｇ、さら［Ｃａ：０．０００５〜０．００５
０１１ｉ、ＲＥＭ ： ０．００５〜Ｑ、０１５憾、Ｍ
ｇ：０．０００５〜０．０１０−のうち１種または２１
１Ｉ以上を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素から
なる鋼をスラブとした後、１２００℃以下に加熱し、熱
間圧延してＡｒｓ変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了し
、３５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強さ
が５０に９ｆ／■３以上で加工性、溶接性の優れた高強
度熱延鋼板の製造法。
以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５−１Ｐ：０．０１鳴以
下、８ ： ０．００５−以下、ＡＡ ： ０．０１〜
０．１０１Ｇ、さら［Ｃａ：０．０００５〜０．００５
０１１ｉ、ＲＥＭ ： ０．００５〜Ｑ、０１５憾、Ｍ
ｇ：０．０００５〜０．０１０−のうち１種または２１
１Ｉ以上を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素から
なる鋼をスラブとした後、１２００℃以下に加熱し、熱
間圧延してＡｒｓ変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了し
、３５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強さ
が５０に９ｆ／■３以上で加工性、溶接性の優れた高強
度熱延鋼板の製造法。
すなわち、Ｃ＋Ｓｔ、Ｍｎを中心とする成分規制と特定
熱延条件との組合せＫよシ微細なフェライトと緻密なパ
ーライトからなる組織を得て強度と伸びを確保する。こ
０ときの伸びは複合組織鋼には劣るものの析出強化鋼よ
シは良く、自動車メンバー勢の用途には十分成形上耐え
られる。自動車用熱延鋼板における加工性は伸びばかシ
でなく、伸びフランジ性も重要な要素と壜る。そのため
硫化物系介在物を徹底的に減少させ、さらに場合によっ
てはその形状を球状化させるためＣ＠ ＊ ｆＬＥＭ＊
Ｍｇの１種以上を添加する。自動車用熱延鋼板にとりて
次に重１！表特性として点溶接性があけられる・点溶接
性としては溶接部を垂直に引きはがしたときにもとの接
合面からはく離しないことや、疲労強度が十分高いこと
などが要求される。このような点溶接性を向上させるに
は鋼中のｃ、ｐ、ｓｔ”十分に下げればよいことが判明
した。
熱延条件との組合せＫよシ微細なフェライトと緻密なパ
ーライトからなる組織を得て強度と伸びを確保する。こ
０ときの伸びは複合組織鋼には劣るものの析出強化鋼よ
シは良く、自動車メンバー勢の用途には十分成形上耐え
られる。自動車用熱延鋼板における加工性は伸びばかシ
でなく、伸びフランジ性も重要な要素と壜る。そのため
硫化物系介在物を徹底的に減少させ、さらに場合によっ
てはその形状を球状化させるためＣ＠ ＊ ｆＬＥＭ＊
Ｍｇの１種以上を添加する。自動車用熱延鋼板にとりて
次に重１！表特性として点溶接性があけられる・点溶接
性としては溶接部を垂直に引きはがしたときにもとの接
合面からはく離しないことや、疲労強度が十分高いこと
などが要求される。このような点溶接性を向上させるに
は鋼中のｃ、ｐ、ｓｔ”十分に下げればよいことが判明
した。
以上の点より成分および熱延条件を特定し、絶妙の組合
せとするととで加工性、点溶接性、経済性をバランスさ
せた高強度熱延鋼板管製造するに至った・ 次に本願発明の各構成要件の数値を限定した理由につい
て述べる。
せとするととで加工性、点溶接性、経済性をバランスさ
せた高強度熱延鋼板管製造するに至った・ 次に本願発明の各構成要件の数値を限定した理由につい
て述べる。
Ｃはフェライト・パーライト鋼として強度を保つために
必要であシ、そのためには最ｔＪＳｐｊｉ ０．０５哄
必要である。しかし０．１３１１ｉｔ越えるとパー２イ
ト部分が増えすぎ延性の劣化をもたらし、また、点溶接
性も劣化する。そのためＣは０．０５〜０１５憾とした
。
必要であシ、そのためには最ｔＪＳｐｊｉ ０．０５哄
必要である。しかし０．１３１１ｉｔ越えるとパー２イ
ト部分が増えすぎ延性の劣化をもたらし、また、点溶接
性も劣化する。そのためＣは０．０５〜０１５憾とした
。
８１はフェライト相に置換型固溶し強度を高めるのに有
効である。さらにフェライトの加工硬化程度を高め延性
を増す作用も有する。しかし１．５−を越えるとこれら
の効果は飽和する方向になり、また８１スケールによシ
酸洗性も悪くなシさらにまた経済性も損なわれるので８
１添加量は１．５−以下とした。
効である。さらにフェライトの加工硬化程度を高め延性
を増す作用も有する。しかし１．５−を越えるとこれら
の効果は飽和する方向になり、また８１スケールによシ
酸洗性も悪くなシさらにまた経済性も損なわれるので８
１添加量は１．５−以下とした。
Ｍ、は緻密なフェライトノナ−ライト組織を作り出し、
鋼の強度とともに延性をも向上させるので０．７−は必
要である。しかしＭ、添加量が多すぎると層状組織を呈
し延性を劣化させるとともにコスト高となるので上限を
１５−とした。
鋼の強度とともに延性をも向上させるので０．７−は必
要である。しかしＭ、添加量が多すぎると層状組織を呈
し延性を劣化させるとともにコスト高となるので上限を
１５−とした。
次にＰは点溶接性の観点から徹底的に下げる必要かぁｐ
ｏ、０１ｓ以下とした。また、８は点ＷＩ接性および伸
び７ランジ性の観点よりこれまた徹底的に下げる必要が
あｊり、０．００５１！以下とした。
ｏ、０１ｓ以下とした。また、８は点ＷＩ接性および伸
び７ランジ性の観点よりこれまた徹底的に下げる必要が
あｊり、０．００５１！以下とした。
なお、点溶接性をさらに一層向上させるためにはＣと２
倍のＰと４倍の８の和を０．１５優以内にすることが好
ましい。
倍のＰと４倍の８の和を０．１５優以内にすることが好
ましい。
伸びフランジ性改善のためには硫化物系介在物を減らす
ことが必要で、そのために上述のようＫＳ量を減らす必
要があるが、もつと厳しい伸びフランジ用途のためＫは
硫化物系介在物を減らす上に、これを球状化することが
好ましい。そのためにＣａ 、 ＲＦｎ 、 Ｍｇの１
種以上を添加して可塑性の少ない硫化物とすることが好
ましい、それぞれ０．０００５１ｇ、０．００５１１ｉ
、Ｏ，０Ｏ０５１１未満では球状化の効果は少なく、一
方それぞれ０．００５０−．０．０１５チ、０．０１０
−超で拉球状化の効果は飽和する上にかえって酸化物系
介在物を増加させ延性を劣化させるＯでＣａ 、 ＲＩ
Ｍ 、 Ｍｇの１種以上添加する場合はそれぞれ０．０
００５〜ｏ、ｏｏ５゜’３Ｇ、０．００５〜０．０１５
１Ｇ、０．０００５〜０．０１０−とする必要がある。
ことが必要で、そのために上述のようＫＳ量を減らす必
要があるが、もつと厳しい伸びフランジ用途のためＫは
硫化物系介在物を減らす上に、これを球状化することが
好ましい。そのためにＣａ 、 ＲＦｎ 、 Ｍｇの１
種以上を添加して可塑性の少ない硫化物とすることが好
ましい、それぞれ０．０００５１ｇ、０．００５１１ｉ
、Ｏ，０Ｏ０５１１未満では球状化の効果は少なく、一
方それぞれ０．００５０−．０．０１５チ、０．０１０
−超で拉球状化の効果は飽和する上にかえって酸化物系
介在物を増加させ延性を劣化させるＯでＣａ 、 ＲＩ
Ｍ 、 Ｍｇの１種以上添加する場合はそれぞれ０．０
００５〜ｏ、ｏｏ５゜’３Ｇ、０．００５〜０．０１５
１Ｇ、０．０００５〜０．０１０−とする必要がある。
ＡＡは脱酸剤として必要である＊０．０１１未満ではそ
の効果がな（０，１０−１’超えるとアル建す系介在物
が増し、鋼の延性を劣化させる。
の効果がな（０，１０−１’超えるとアル建す系介在物
が増し、鋼の延性を劣化させる。
次に熱延条件であるが熱延条件は本発明にあっては成分
との組合せにおいて非常に重要な構成要件である。
との組合せにおいて非常に重要な構成要件である。
まず、加熱温度は１２００℃以下とする必要がある０本
発明鋼にあっては延性の点よシＴｉ、Ｎｂ。
発明鋼にあっては延性の点よシＴｉ、Ｎｂ。
■を添加していない。従ってオーステナイトは熱延中細
粒にはなシにくいし、また未再結晶である温度域も少な
い、そこで圧延前の状態におけるオーステナイト粒を小
さくしておかないと微細な最終組織は得られない。その
丸め低温加熱する必要がある。また、このことがら省エ
ネルギーという利点も生ずる。さらに徹底して微細組織
を得るには加熱温度ｔｌｌ＋５０℃以下とすることが好
ましい。加熱温度の下限値は熱延ができる範囲で低い方
がよいが通常１０５０℃糧度である。
粒にはなシにくいし、また未再結晶である温度域も少な
い、そこで圧延前の状態におけるオーステナイト粒を小
さくしておかないと微細な最終組織は得られない。その
丸め低温加熱する必要がある。また、このことがら省エ
ネルギーという利点も生ずる。さらに徹底して微細組織
を得るには加熱温度ｔｌｌ＋５０℃以下とすることが好
ましい。加熱温度の下限値は熱延ができる範囲で低い方
がよいが通常１０５０℃糧度である。
次に仕上圧延終了゛温度はＡｒ３変態点〜９３０℃とす
る必要がある。９３０℃を越えると変態前オーステナイ
トが粗大化しベイナイト状組織を呈し延性を劣化させる
。またＡｒ ｓ変態点未満で圧延を行なうとフェライト
変態を起しかつそのフェライトが加工を受は延性を劣化
させる。
る必要がある。９３０℃を越えると変態前オーステナイ
トが粗大化しベイナイト状組織を呈し延性を劣化させる
。またＡｒ ｓ変態点未満で圧延を行なうとフェライト
変態を起しかつそのフェライトが加工を受は延性を劣化
させる。
巻取温度は成分、加熱温享と関連して本発明特有の性質
を得る上で重要な構成要件である。８６００℃を越える
巻取温度では微細なフェライト・）臂−２イト組織が得
られず強度が確保できない、一方、３５０℃未満の巻取
温度では圧延スピードが限定され、生産性が落ちること
や、形状がくずれるため矯正工程が必要となることなど
の丸め経済性が損なわれる。そのため巻取温度は３ｓＯ
〜６００℃とした。しかし愈がら４００℃以下の巻取温
度の場合通常の巻取温度からすると多少生産性が落ちる
ためより経済性を求めるならば巻取温度は４００℃超と
するのが好ましい、一方、安定して微細な組織を得るＫ
は４８０℃以下の巻取温度とすることが好ましい。
を得る上で重要な構成要件である。８６００℃を越える
巻取温度では微細なフェライト・）臂−２イト組織が得
られず強度が確保できない、一方、３５０℃未満の巻取
温度では圧延スピードが限定され、生産性が落ちること
や、形状がくずれるため矯正工程が必要となることなど
の丸め経済性が損なわれる。そのため巻取温度は３ｓＯ
〜６００℃とした。しかし愈がら４００℃以下の巻取温
度の場合通常の巻取温度からすると多少生産性が落ちる
ためより経済性を求めるならば巻取温度は４００℃超と
するのが好ましい、一方、安定して微細な組織を得るＫ
は４８０℃以下の巻取温度とすることが好ましい。
なお、ここでいう微細なフェライト・／々−ライト組織
とは５〜１Ｏ−ｓｆ（Ｄ径をもつ４リビナルフエライト
とその粒界に存在する微細パーライトからなる組織でパ
ーライトは完全な層状組織は示していない、ｔた一部島
状マルチンサイトが存在する場合もある。
とは５〜１Ｏ−ｓｆ（Ｄ径をもつ４リビナルフエライト
とその粒界に存在する微細パーライトからなる組織でパ
ーライトは完全な層状組織は示していない、ｔた一部島
状マルチンサイトが存在する場合もある。
以上で構成要件の数値限定理由につき述べた力！、ここ
で用いる鋼スラブは分塊−造塊法あるいは連続鋳造法い
ずれによってもよいが経済性を考えると連続鋳造法によ
るのが好ましい、また、省エネルギーのためスラブの加
熱炉への温間装入も好ましい。仕上圧延終了後巻取まで
の冷却は通常のホ、トストリ、！で行なわれる方法でよ
く特に限定するところではない、しかしこの冷却テーブ
ル上で冷却ノリーンｔコントロールしより微細表組織を
得たシ、帯状組織を避けたシすることは好ましいことで
あるので特に妨げるものではない。
で用いる鋼スラブは分塊−造塊法あるいは連続鋳造法い
ずれによってもよいが経済性を考えると連続鋳造法によ
るのが好ましい、また、省エネルギーのためスラブの加
熱炉への温間装入も好ましい。仕上圧延終了後巻取まで
の冷却は通常のホ、トストリ、！で行なわれる方法でよ
く特に限定するところではない、しかしこの冷却テーブ
ル上で冷却ノリーンｔコントロールしより微細表組織を
得たシ、帯状組織を避けたシすることは好ましいことで
あるので特に妨げるものではない。
次に本発明を実施例にて説明する。
第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶摂し、連続鋳
造にてスラブとしたのち熱延を行なりた。
造にてスラブとしたのち熱延を行なりた。
熱延条件を第２表に示す。第１表の鋼のうち符号Ａ−Ｄ
は本発明鋼である。符号Σの鋼はＣ量が、符号ｙＯ鋼は
Ｐ量が本発明とは異なる。ｔた、熱延条件ではＡ１．３
．２Ｓ〜８が本発明に基づく条件で、Ａ２は巻取温度が
、Ａ４は加熱温度が本発明とＦｉ異なる。
は本発明鋼である。符号Σの鋼はＣ量が、符号ｙＯ鋼は
Ｐ量が本発明とは異なる。ｔた、熱延条件ではＡ１．３
．２Ｓ〜８が本発明に基づく条件で、Ａ２は巻取温度が
、Ａ４は加熱温度が本発明とＦｉ異なる。
こうして製造した銅帯を酸洗抜切板２インで切板とした
。その際１参の調質圧延を施した。その後材質試験に供
した。
。その際１参の調質圧延を施した。その後材質試験に供
した。
引張試験はＪＩ８Ｚ２２０１，５号試験片を用いた。
点溶接試験は散シ発生直前の条件で単点溶接を行ない、
これを引きはがし、その破断面かもとの接合面にかかつ
ていないものを○、いるものを×とした。を九大拡げ試
験は直径２０ｍの剪断穴を押し広げクラ、りが板厚を貫
通する時点でとめその時の穴径ともとの穴径（２０箇）
の比で示した。
これを引きはがし、その破断面かもとの接合面にかかつ
ていないものを○、いるものを×とした。を九大拡げ試
験は直径２０ｍの剪断穴を押し広げクラ、りが板厚を貫
通する時点でとめその時の穴径ともとの穴径（２０箇）
の比で示した。
材質試験の結果を第３表に示す。なお、第３表には代表
的な複合組織鋼と析出強化鋼の材質試験結果も合わせて
示す。また、第１図には第３表におけるＡ１−１０の鋼
の引張強さ、伸びの関係を示す（◎印複合組織鋼、ム印
析出強化鋼）。
的な複合組織鋼と析出強化鋼の材質試験結果も合わせて
示す。また、第１図には第３表におけるＡ１−１０の鋼
の引張強さ、伸びの関係を示す（◎印複合組織鋼、ム印
析出強化鋼）。
第３表および第１図よシ明らかなように本発明による鋼
は析出強化鋼よシはるかに伸びが優れておシ、また、点
溶接性にも優れている。さらに極低Ｓまたは極低８に硫
化物形状制御元素を添加しているので伸び７ランジ性も
穴拡げ比で１．６以上と極めて良好である。
は析出強化鋼よシはるかに伸びが優れておシ、また、点
溶接性にも優れている。さらに極低Ｓまたは極低８に硫
化物形状制御元素を添加しているので伸び７ランジ性も
穴拡げ比で１．６以上と極めて良好である。
また、上述のごとく本発明による熱延条件は生産性阻害
要因が少なく、形状畔の歩留シ落ちも少ないため経済性
も良好である。
要因が少なく、形状畔の歩留シ落ちも少ないため経済性
も良好である。
本発明による鋼帯はその１−１黒皮にて用いてもよく、
また酸洗して用いてもよい。あるいは剪断ラインにて切
板としてもよい。その際、レペラーｔたは調質圧延によ
）形状を整えたり、巻きぐせを矯正してもよい。
また酸洗して用いてもよい。あるいは剪断ラインにて切
板としてもよい。その際、レペラーｔたは調質圧延によ
）形状を整えたり、巻きぐせを矯正してもよい。
第１図は実施例に用いた鋼の引張強さと伸びの関係を示
す図である。 ジノ 張 強 ’： ０ｃｙｉ／ｌｖシηり
手続補正書 （自発） 昭和５７年２月１０ 日 特許庁長官 島 １）春 樹 殿 １、 事件の表示 昭和５６年特許ｍ第１０９３０ｇ号 ２、 発明の名称 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 ３、 補正をする者 事件との関係 特許出願人 代表者 武 １） 豊 ４・代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁ロ４番１号 明細書の発明の詳細な説明の欄 ７、 補正の内容 （１ノ明細書９頁最下行「島状マルテンサイトが存在」
を［島状マルテンサイトやベイナイトが存在Ｊに補正す
る。 （２）同１２頁第１表を別紙のとおり補正する。 手続補正書 （自発） 昭和５７年１０月１４日 特許庁長官若杉和夫殿 ■、 事件の表示 昭和５６年特許願第１０９３０８号 ２、 発明の名称 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁「１６番３号（６６５）新日
本製鐵株式全社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代ＩＩＩ区丸の内二丁目４番１号明細書全文及
び図面 ７ 補正の内容 （１）別紙のとおり明細書全文を補正する。 （２Ｊ別紙のとおり第Ｎｉｌを補正する。 明 細 書 １、発明の名称 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 ２、特許請求の範囲 （１） Ｃ： ０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５
％以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５ ％、ｐ：ｏ、ｏｉ
ｓ以下、ｓ ： ｏ、ｏｏｓ≦以下、Ａｔ： ０．０１
〜０．１０％を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素
からなる鋼をスラブとした徒、１２００℃以下に加熱し
、熱間圧延してＡ ｒ ｓ変態点〜９３０℃で仕上圧延
を終了し、３５０〜６００℃で巻取ることｔ−特徴とす
る引張強さが５０Ｋｔｆ／ａｌｌ”以上で加工性、溶接
性の優れた高強度熱延銅板の製造法。 （２） Ｃ： ０．０５〜０．１５ ％、 ８１
： １．５％以下、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．
０１−以下、Ｓ：０．００５襲以下、Ａｔ： ０．０１
〜０．１ ’０ ％、さらにＣａ：０．０００５〜ｏ、
ｏｏｓｏ％、Ｒ１１ｉ ： ０．００５〜０．０１５載
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０襲のうち１種または２
１！ＩＩ以上を含み残１１Ｆ・および不可避的不純物元
素からなる鋼をスラブとした彼、１２００１？：以下に
加熱し、熱間圧延してＡｒ ｓ変態点〜９３０Ｃで仕上
圧延を終了し、３５０〜６００’Ｃで巻取ることを特徴
とする引張強さが５０匂ｆ／■宜以上で加工性、溶接性
の優れた高強度熱延鋼板の製造法。 ３、発明の詳細な説明 本発明は主として自動車用途を対象とし、板厚１．６〜
４．０ｌ程度で５０Ｋｐｆ／ｍ１以上の引張強さを有し
、加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法に係
る。 従来、引張強さ５０Ｋｔｆ／■意以上の高強度熱延鋼板
は、高Ｃ−Ｃ−８ｌ−系、または５１−ＭｎにＮｂ。 Ｖ、ＴＩを添加しこれらの縦置化物の析出強化によって
強度をもたせる析出強化系によって製造されていた。し
かし前者は高Ｃのための点溶接性の悪さ、後者は析出強
化特有の伸びの低さにょ）その使用用途が限られていた
。 こういう状況を打ち破るものとして期待された材料がフ
ェライトとマルテンサイトからなるいわゆる複合組織鋼
（Ｄｕａｌ Ｐｈａｍｓ鋼）である。低降伏点、高加工
硬化、高伸びというような加工性の点からは実に好まし
い性質を有する。この鋼のもともとの製造法はＯＶｒ
２相域に加熱後急冷するという方法で連続焼鈍設備がこ
れに適してい良。しかし一般的には熱延鋼板の連続焼鈍
設備はないため熱延ままでの製造、すなわち非調質化の
開発研究が行なわれ、いくつかの方法が提案されている
が工程条件に過度の負荷が加わったシ、多くの合金元素
を必黴とするというような問題が生じ、経済性、特性上
の観点から実用化されるに至っていない。 以上のようなことを背景に開発、実用化されたのが本発
明である。本発明の要旨とするところは下記のとおシで
ある。 （１） Ｃ： ０．０５〜０．１５噂、Ｓｌ ： １
．５ ％’以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５ ｓ、
Ｐ ： ０．０１％以下、８：０．００５襲以下、Ａｔ
：０．０１〜０．１０襲を含み残部Ｆ・および不可避的
不純物元素からなる鋼をスラブとしたｉ、１２００℃以
下に加熱し、熱間圧延してＡ ｒ ｓ変態点〜９３０℃
で仕上圧延を終了し、３５０〜６００℃で巻取ることを
特徴とする引張強さが５０ Ｋｇ ｆ ７ｗｍ２以上で
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法。 （２）Ｃ：０．０５〜０．１５襲、別＝１．５％以下、
Ｍｎ ： ０．７〜１．５ ％ 、 Ｐ ： ０．０
１ ％以下、８：０．００５襲以下、Ａｊ：０．０１〜
０．１０％、さらにｃａ：０．０００５〜０．００５０
％、ＲＥＭ ： ０．００５〜０．０１５≦、Ｍｇ：０
．０００５〜０．０１０％＋７）うち１種または２１１
以上を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素からなる
銅をスラブとした後、１０００℃以下に加熱し、熱間圧
延してＡ ｒ ５変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了し
、３５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強さ
が５０Ｋｆｆ／ｌＩｍ鵞以上で加工性、溶接性の優れた
高強度熱延鋼板の製造法。 すなわち、Ｃ＋ＳｉｌＭｎを中心とする成分規制と特定
熱延条件との組合せによシ微細なフェライトと緻密なノ
９−ライトからなる組織を得て強度と伸びシを確保する
。このときの伸びは複合組織鋼には劣るものの析出強化
鋼よりａ良く、自動車メンバー勢の用途に＃′ｉ十分成
形上耐えられる。自動車用熱延鋼板における加工性は伸
びばかシでなく、伸びフランジ性も重要な要素となる。 そのため硫化物系介在物を徹底的ＫｆＩｉ少させ、さら
に場合によってはその形状を球状化させるためＣａ ＊
ＲＥＭ ＊Ｍｇの１ｍ以上を添加する。自動車用熱延
鋼板にとって次に重要な特性として点溶接性があけられ
る。 点溶接性としては溶接部を垂直に引きはがしたときにも
との接合面からはく離しないことや、疲労強度が十分高
いことなどが要求される。このような点溶接性を向上さ
せるに祉鋼中のｃ、ｐ、ｓを十分に下けれによいことが
判明した。 以上の点より成分および熱延条件を特定し、絶妙の組合
せとすることで加工性、点溶接性、経済性をバランスさ
せた高強度熱延鋼板を製造するにキった。 次に本願発明の各構成要件の数値を限定した理由につい
て述べる。 Ｃはフェライト・ノ臂−ライト鋼として強度を保つため
に必要であ）、そのためには最小限０．０５襲必要であ
る。しかし０．１５≦を越えるとバーライト部分が増え
すぎ延性の劣化をもたらし、また、点溶接性も劣化する
。そのためＣは０．０５〜０．１５襲とした。 ｓｔｙフェライト相に置換型固溶し強度を高めるのに有
効である。さらにフェライトの加工硬化程度を高め延性
を増す作用も有する。しかし１．５≦を越えるとこわら
の効果は飽和する方向に々シ、またＳ１スケールによシ
酸洗性も悪くなシさらにまた経済性も損なわれるので８
１添加量は１，５≦以下とした。 Ｍｎは緻密なフェライトパーライト組織を作シ出し、鋼
の強度とともに延性をも向上させるので０．７襲は必要
である。しかしＭｎ添加量が多すぎると島状組織を呈し
延性を劣化させるとともにコスト高となるので上限を１
，５襲とした。 次にＰ＃ｉ、点溶接性の観点から徹底的に下ける必要が
あシ０．Ｏ１襲以下とした。また、Ｓ祉点溶接性および
伸びフランジ性の観点よシこれまた徹底的に下ける必要
があシ、０．００５％以下とした。なお、点溶接性をさ
らに一層向上させるためにはＣと２倍のＰと４倍の８の
和をｏ、ｌｓｓ以内にすることが好・ましい。 伸び７ランジ性改善のためには硫化物系介在物を減らす
ことが必要で、そのために上述のようにＳ量を減らす必
要があるが、屯りと厳しい伸びフランジ用途のためには
硫化物系介在物を減らす上に、これを球状化することが
好ましい。そのためにＣａ 、 ＲＥＶ 、 Ｍｇ
の１種以上を添加して可塑性の少ない硫化物とすること
が好ましい。それぞれ０．０００５％ 、０．００５％
、０．０００５％未満では球状化の効果は少なく、一方
それぞれ０．００５０％、０．０１５％、０．０１０％
超テ蝶球状化の効果は飽和する上にかえって酸化物系介
在物を増加させ延性を劣化させるのでＣａ 、 ＲＥＭ
、 Ｍｇ の１種以上添加する場合はそれぞれ０．０
００５〜０．００５０≦、０．００５〜０．０１５ ％
、０．０００５〜０．０１０≦とする必要がある。 Ａｔは脱酸剤、として必°要である。０．０１％未満で
はその効果力本な（０，１０％を超えるとアルζす系介
在物が増し、鋼の延性を劣化させる。 次に熱延条件であるが熱延条件は本発明にあっては成分
との組合せにおいて非常Ｅｌｌ’な構成要件である。 まず、加熱温度は１２００℃以下とする必要がある。 本発明鋼にあっては延性の点よシＴｉ、Ｎｂ、Ｖを添Ｉ
加していない。従ってオーステナイトは熱蛭中細粒には
なりにくいし、また未再結晶である温度域も少ない。そ
こで圧延前の状態におけるオーステナイト粒を小さくし
ておかないと微細な最終組織は得られない。そのため低
温加熱する必要がある。 また、このことから省エネルギーという利点も生ずる。 さらに徹底して微細組織を得るには加熱温度を１１５０
℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１００
℃以下とする。加熱温度の下限値は熱地ができる範囲で
低い方がよいが通常１０００℃程度である。 次に仕上圧延終了温度はＡ ｒ ３変態点〜９３０℃と
する必要がある。９３０℃を越えると変態前オーステナ
イトが粗大化しベイナイト状組織を呈し延性を劣化させ
る。またＡｒｃ変態点未満で圧延を行なうとフェライト
変態を起しかつそのフェライトが加工を受は延性を劣化
させる。 巻取温度は成分、加熱温度と関連して本発明特有の性質
を得る上で重要な構成要件である。６００℃を越える巻
取温度では微細なフェライト・パーライト組織が得られ
ず強度が確保できない。一方、３５０℃未満の巻取温度
では圧延スピードが限定され、生産性が落ちることや、
形状がくずれるため矯正工程が必要となることなどのた
め経済性が損なわれる。そのため巻取温度は３５０〜６
００℃とした。しかしながら４００℃以下の巻取温度の
場合通常の巻取温度からすると多少生産性が落ちるため
よシ経済性を求めるならは巻取温度社４００℃超とする
のが好ましい。一方、安定して微細な組織を得るに＃′
１４８０℃以下の巻取温度とすることが好ましい。 なお、ここでいう微細なフェライト・パーライト組織と
＃′ｉ５〜１０．ｇｓ程度の径をもつポリがナルフェラ
イトとその粒界に存在する微細パーライトからなる組織
でパーライトは完全な層状組織杖示していない。また一
部島状マルチンサイトやベイナイトが存在する場合もあ
る。 以上で構成要件の数値限定理由につき述べたが、ここで
用いる鋼スラブは分塊−造塊法あるいは連続鋳造法いず
れによってもよいが経済性を考えると連続鋳造法による
のが好ましい。また、省エネルギーのためスラブの加熱
炉への温間装入も好ましい。仕上圧延終了後巻取までの
冷却は通常のホットストリップで行なわれる方法でよく
特に限定するところではない。しかしこの冷却テーブル
上で冷却パターンをコントロールしより微細な組織を得
たり、帯状組織を避けたりすることは好ましいことであ
るので特に妨けるものではない。 次に本発明を実施例にて説明する。 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブとしたのち熱延を行なった。 熱延条件を第２表に示す。第１表の鋼のうち符号Ａ−Ｄ
Ｆｉ本発明鋼である。符号Ｅの鋼はＣ量が、符号Ｆの鋼
はＰ量が本発明と拡翼なる。また、熱延条件ではＡＩ、
３．５〜１０が本発明に基づく条件で、Ａ２は巻数温度
が、Ａ４は加熱温度が本発明とは異なる。 こうして製造した鋼帯を酸洗彼切板ラインで切板とした
。その際１襲の調質圧延を施した。その稜材質試験に供
した。 引張試験はＪＩＳ ｚ２２０１．５号試験片を用いた。 点溶接試験は散シ発生直前の条件で単点溶接を行ない、
これを引きはがし、その破断面かもとの接合面にかかっ
ていないものを○、いるものを×とした。また穴拡は試
験は直径２０ｍの剪断穴を押し広げクラックが板厚を貫
通する時点でとめその時の穴径ともとの穴径（２０ｍ）
の比で示した。 材質試験の結果を第３表に示す。なお、第３表に祉代表
的表複合組織鋼と析出強化−の材質試験結果も合わせて
示す。また、第１図には第３表におけるムｌ〜１２の鋼
の引張強さ、伸びの関係を示す（◎印 複合組織銅、ム
印析出強化銅）。 第３表および第１図よシ明らかなように本発明による鋼
は析出強化鋼よ）はるかに伸びが優れており、また、点
溶接性にも優れている。さらに極低Ｓまたは極低８に硫
化物形状制御元素を添加しているので伸びフランジ性亀
穴拡は比で１．６以上と極めて良好である。 また、上述のごとく本発明による熱延条件祉生産性阻害
要因が少なく、形状等の歩留シ落ちも少ないため経済性
も良好である。 本発明による一帯はそのまま黒皮にて用いてもよく、ま
た酸洗して用いてもよい。あるいは剪断ラインにて切板
としてもよい。その際、レベラーまたは調質圧延によ多
形状を整えたシ、巻きぐせを矯正してもよい。 ４、図面の簡単な説明 第１図は実施例に用いた鋼の引張強さと伸びの関係を示
す図である。 づＩ依存さ （Ｋ７ｆ、んｍつ
す図である。 ジノ 張 強 ’： ０ｃｙｉ／ｌｖシηり
手続補正書 （自発） 昭和５７年２月１０ 日 特許庁長官 島 １）春 樹 殿 １、 事件の表示 昭和５６年特許ｍ第１０９３０ｇ号 ２、 発明の名称 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 ３、 補正をする者 事件との関係 特許出願人 代表者 武 １） 豊 ４・代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁ロ４番１号 明細書の発明の詳細な説明の欄 ７、 補正の内容 （１ノ明細書９頁最下行「島状マルテンサイトが存在」
を［島状マルテンサイトやベイナイトが存在Ｊに補正す
る。 （２）同１２頁第１表を別紙のとおり補正する。 手続補正書 （自発） 昭和５７年１０月１４日 特許庁長官若杉和夫殿 ■、 事件の表示 昭和５６年特許願第１０９３０８号 ２、 発明の名称 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁「１６番３号（６６５）新日
本製鐵株式全社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代ＩＩＩ区丸の内二丁目４番１号明細書全文及
び図面 ７ 補正の内容 （１）別紙のとおり明細書全文を補正する。 （２Ｊ別紙のとおり第Ｎｉｌを補正する。 明 細 書 １、発明の名称 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 ２、特許請求の範囲 （１） Ｃ： ０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５
％以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５ ％、ｐ：ｏ、ｏｉ
ｓ以下、ｓ ： ｏ、ｏｏｓ≦以下、Ａｔ： ０．０１
〜０．１０％を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素
からなる鋼をスラブとした徒、１２００℃以下に加熱し
、熱間圧延してＡ ｒ ｓ変態点〜９３０℃で仕上圧延
を終了し、３５０〜６００℃で巻取ることｔ−特徴とす
る引張強さが５０Ｋｔｆ／ａｌｌ”以上で加工性、溶接
性の優れた高強度熱延銅板の製造法。 （２） Ｃ： ０．０５〜０．１５ ％、 ８１
： １．５％以下、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．
０１−以下、Ｓ：０．００５襲以下、Ａｔ： ０．０１
〜０．１ ’０ ％、さらにＣａ：０．０００５〜ｏ、
ｏｏｓｏ％、Ｒ１１ｉ ： ０．００５〜０．０１５載
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０襲のうち１種または２
１！ＩＩ以上を含み残１１Ｆ・および不可避的不純物元
素からなる鋼をスラブとした彼、１２００１？：以下に
加熱し、熱間圧延してＡｒ ｓ変態点〜９３０Ｃで仕上
圧延を終了し、３５０〜６００’Ｃで巻取ることを特徴
とする引張強さが５０匂ｆ／■宜以上で加工性、溶接性
の優れた高強度熱延鋼板の製造法。 ３、発明の詳細な説明 本発明は主として自動車用途を対象とし、板厚１．６〜
４．０ｌ程度で５０Ｋｐｆ／ｍ１以上の引張強さを有し
、加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法に係
る。 従来、引張強さ５０Ｋｔｆ／■意以上の高強度熱延鋼板
は、高Ｃ−Ｃ−８ｌ−系、または５１−ＭｎにＮｂ。 Ｖ、ＴＩを添加しこれらの縦置化物の析出強化によって
強度をもたせる析出強化系によって製造されていた。し
かし前者は高Ｃのための点溶接性の悪さ、後者は析出強
化特有の伸びの低さにょ）その使用用途が限られていた
。 こういう状況を打ち破るものとして期待された材料がフ
ェライトとマルテンサイトからなるいわゆる複合組織鋼
（Ｄｕａｌ Ｐｈａｍｓ鋼）である。低降伏点、高加工
硬化、高伸びというような加工性の点からは実に好まし
い性質を有する。この鋼のもともとの製造法はＯＶｒ
２相域に加熱後急冷するという方法で連続焼鈍設備がこ
れに適してい良。しかし一般的には熱延鋼板の連続焼鈍
設備はないため熱延ままでの製造、すなわち非調質化の
開発研究が行なわれ、いくつかの方法が提案されている
が工程条件に過度の負荷が加わったシ、多くの合金元素
を必黴とするというような問題が生じ、経済性、特性上
の観点から実用化されるに至っていない。 以上のようなことを背景に開発、実用化されたのが本発
明である。本発明の要旨とするところは下記のとおシで
ある。 （１） Ｃ： ０．０５〜０．１５噂、Ｓｌ ： １
．５ ％’以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５ ｓ、
Ｐ ： ０．０１％以下、８：０．００５襲以下、Ａｔ
：０．０１〜０．１０襲を含み残部Ｆ・および不可避的
不純物元素からなる鋼をスラブとしたｉ、１２００℃以
下に加熱し、熱間圧延してＡ ｒ ｓ変態点〜９３０℃
で仕上圧延を終了し、３５０〜６００℃で巻取ることを
特徴とする引張強さが５０ Ｋｇ ｆ ７ｗｍ２以上で
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法。 （２）Ｃ：０．０５〜０．１５襲、別＝１．５％以下、
Ｍｎ ： ０．７〜１．５ ％ 、 Ｐ ： ０．０
１ ％以下、８：０．００５襲以下、Ａｊ：０．０１〜
０．１０％、さらにｃａ：０．０００５〜０．００５０
％、ＲＥＭ ： ０．００５〜０．０１５≦、Ｍｇ：０
．０００５〜０．０１０％＋７）うち１種または２１１
以上を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素からなる
銅をスラブとした後、１０００℃以下に加熱し、熱間圧
延してＡ ｒ ５変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了し
、３５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強さ
が５０Ｋｆｆ／ｌＩｍ鵞以上で加工性、溶接性の優れた
高強度熱延鋼板の製造法。 すなわち、Ｃ＋ＳｉｌＭｎを中心とする成分規制と特定
熱延条件との組合せによシ微細なフェライトと緻密なノ
９−ライトからなる組織を得て強度と伸びシを確保する
。このときの伸びは複合組織鋼には劣るものの析出強化
鋼よりａ良く、自動車メンバー勢の用途に＃′ｉ十分成
形上耐えられる。自動車用熱延鋼板における加工性は伸
びばかシでなく、伸びフランジ性も重要な要素となる。 そのため硫化物系介在物を徹底的ＫｆＩｉ少させ、さら
に場合によってはその形状を球状化させるためＣａ ＊
ＲＥＭ ＊Ｍｇの１ｍ以上を添加する。自動車用熱延
鋼板にとって次に重要な特性として点溶接性があけられ
る。 点溶接性としては溶接部を垂直に引きはがしたときにも
との接合面からはく離しないことや、疲労強度が十分高
いことなどが要求される。このような点溶接性を向上さ
せるに祉鋼中のｃ、ｐ、ｓを十分に下けれによいことが
判明した。 以上の点より成分および熱延条件を特定し、絶妙の組合
せとすることで加工性、点溶接性、経済性をバランスさ
せた高強度熱延鋼板を製造するにキった。 次に本願発明の各構成要件の数値を限定した理由につい
て述べる。 Ｃはフェライト・ノ臂−ライト鋼として強度を保つため
に必要であ）、そのためには最小限０．０５襲必要であ
る。しかし０．１５≦を越えるとバーライト部分が増え
すぎ延性の劣化をもたらし、また、点溶接性も劣化する
。そのためＣは０．０５〜０．１５襲とした。 ｓｔｙフェライト相に置換型固溶し強度を高めるのに有
効である。さらにフェライトの加工硬化程度を高め延性
を増す作用も有する。しかし１．５≦を越えるとこわら
の効果は飽和する方向に々シ、またＳ１スケールによシ
酸洗性も悪くなシさらにまた経済性も損なわれるので８
１添加量は１，５≦以下とした。 Ｍｎは緻密なフェライトパーライト組織を作シ出し、鋼
の強度とともに延性をも向上させるので０．７襲は必要
である。しかしＭｎ添加量が多すぎると島状組織を呈し
延性を劣化させるとともにコスト高となるので上限を１
，５襲とした。 次にＰ＃ｉ、点溶接性の観点から徹底的に下ける必要が
あシ０．Ｏ１襲以下とした。また、Ｓ祉点溶接性および
伸びフランジ性の観点よシこれまた徹底的に下ける必要
があシ、０．００５％以下とした。なお、点溶接性をさ
らに一層向上させるためにはＣと２倍のＰと４倍の８の
和をｏ、ｌｓｓ以内にすることが好・ましい。 伸び７ランジ性改善のためには硫化物系介在物を減らす
ことが必要で、そのために上述のようにＳ量を減らす必
要があるが、屯りと厳しい伸びフランジ用途のためには
硫化物系介在物を減らす上に、これを球状化することが
好ましい。そのためにＣａ 、 ＲＥＶ 、 Ｍｇ
の１種以上を添加して可塑性の少ない硫化物とすること
が好ましい。それぞれ０．０００５％ 、０．００５％
、０．０００５％未満では球状化の効果は少なく、一方
それぞれ０．００５０％、０．０１５％、０．０１０％
超テ蝶球状化の効果は飽和する上にかえって酸化物系介
在物を増加させ延性を劣化させるのでＣａ 、 ＲＥＭ
、 Ｍｇ の１種以上添加する場合はそれぞれ０．０
００５〜０．００５０≦、０．００５〜０．０１５ ％
、０．０００５〜０．０１０≦とする必要がある。 Ａｔは脱酸剤、として必°要である。０．０１％未満で
はその効果力本な（０，１０％を超えるとアルζす系介
在物が増し、鋼の延性を劣化させる。 次に熱延条件であるが熱延条件は本発明にあっては成分
との組合せにおいて非常Ｅｌｌ’な構成要件である。 まず、加熱温度は１２００℃以下とする必要がある。 本発明鋼にあっては延性の点よシＴｉ、Ｎｂ、Ｖを添Ｉ
加していない。従ってオーステナイトは熱蛭中細粒には
なりにくいし、また未再結晶である温度域も少ない。そ
こで圧延前の状態におけるオーステナイト粒を小さくし
ておかないと微細な最終組織は得られない。そのため低
温加熱する必要がある。 また、このことから省エネルギーという利点も生ずる。 さらに徹底して微細組織を得るには加熱温度を１１５０
℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１００
℃以下とする。加熱温度の下限値は熱地ができる範囲で
低い方がよいが通常１０００℃程度である。 次に仕上圧延終了温度はＡ ｒ ３変態点〜９３０℃と
する必要がある。９３０℃を越えると変態前オーステナ
イトが粗大化しベイナイト状組織を呈し延性を劣化させ
る。またＡｒｃ変態点未満で圧延を行なうとフェライト
変態を起しかつそのフェライトが加工を受は延性を劣化
させる。 巻取温度は成分、加熱温度と関連して本発明特有の性質
を得る上で重要な構成要件である。６００℃を越える巻
取温度では微細なフェライト・パーライト組織が得られ
ず強度が確保できない。一方、３５０℃未満の巻取温度
では圧延スピードが限定され、生産性が落ちることや、
形状がくずれるため矯正工程が必要となることなどのた
め経済性が損なわれる。そのため巻取温度は３５０〜６
００℃とした。しかしながら４００℃以下の巻取温度の
場合通常の巻取温度からすると多少生産性が落ちるため
よシ経済性を求めるならは巻取温度社４００℃超とする
のが好ましい。一方、安定して微細な組織を得るに＃′
１４８０℃以下の巻取温度とすることが好ましい。 なお、ここでいう微細なフェライト・パーライト組織と
＃′ｉ５〜１０．ｇｓ程度の径をもつポリがナルフェラ
イトとその粒界に存在する微細パーライトからなる組織
でパーライトは完全な層状組織杖示していない。また一
部島状マルチンサイトやベイナイトが存在する場合もあ
る。 以上で構成要件の数値限定理由につき述べたが、ここで
用いる鋼スラブは分塊−造塊法あるいは連続鋳造法いず
れによってもよいが経済性を考えると連続鋳造法による
のが好ましい。また、省エネルギーのためスラブの加熱
炉への温間装入も好ましい。仕上圧延終了後巻取までの
冷却は通常のホットストリップで行なわれる方法でよく
特に限定するところではない。しかしこの冷却テーブル
上で冷却パターンをコントロールしより微細な組織を得
たり、帯状組織を避けたりすることは好ましいことであ
るので特に妨けるものではない。 次に本発明を実施例にて説明する。 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブとしたのち熱延を行なった。 熱延条件を第２表に示す。第１表の鋼のうち符号Ａ−Ｄ
Ｆｉ本発明鋼である。符号Ｅの鋼はＣ量が、符号Ｆの鋼
はＰ量が本発明と拡翼なる。また、熱延条件ではＡＩ、
３．５〜１０が本発明に基づく条件で、Ａ２は巻数温度
が、Ａ４は加熱温度が本発明とは異なる。 こうして製造した鋼帯を酸洗彼切板ラインで切板とした
。その際１襲の調質圧延を施した。その稜材質試験に供
した。 引張試験はＪＩＳ ｚ２２０１．５号試験片を用いた。 点溶接試験は散シ発生直前の条件で単点溶接を行ない、
これを引きはがし、その破断面かもとの接合面にかかっ
ていないものを○、いるものを×とした。また穴拡は試
験は直径２０ｍの剪断穴を押し広げクラックが板厚を貫
通する時点でとめその時の穴径ともとの穴径（２０ｍ）
の比で示した。 材質試験の結果を第３表に示す。なお、第３表に祉代表
的表複合組織鋼と析出強化−の材質試験結果も合わせて
示す。また、第１図には第３表におけるムｌ〜１２の鋼
の引張強さ、伸びの関係を示す（◎印 複合組織銅、ム
印析出強化銅）。 第３表および第１図よシ明らかなように本発明による鋼
は析出強化鋼よ）はるかに伸びが優れており、また、点
溶接性にも優れている。さらに極低Ｓまたは極低８に硫
化物形状制御元素を添加しているので伸びフランジ性亀
穴拡は比で１．６以上と極めて良好である。 また、上述のごとく本発明による熱延条件祉生産性阻害
要因が少なく、形状等の歩留シ落ちも少ないため経済性
も良好である。 本発明による一帯はそのまま黒皮にて用いてもよく、ま
た酸洗して用いてもよい。あるいは剪断ラインにて切板
としてもよい。その際、レベラーまたは調質圧延によ多
形状を整えたシ、巻きぐせを矯正してもよい。 ４、図面の簡単な説明 第１図は実施例に用いた鋼の引張強さと伸びの関係を示
す図である。 づＩ依存さ （Ｋ７ｆ、んｍつ
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０．０５〜０．１５−１８１：１．５
１１以下、Ｍ！１ ： ０．７〜１．５−１Ｐ：０．０
１−以下、８ ：０．Ｏ０５慢以下、Ａｔ：０．０１〜
０．１０−を含み残部Ｆ・および不可避的不純物元素か
らなる鋼をスラブとした後、１２００℃以下に加熱し、
熱間圧延してムｒ３変態点〜９３０℃で仕上圧延を終了
し、３５０〜６００℃で巻取ることを特徴とする引張強
さが５０ｋｇｔ／−以上で加工性、溶接性の優れた高強
度熱延鋼板の製造法。 - （２） Ｃ： Ｏ，ｏ ｓ〜０．１５ ＊、８１ ：
１．５−以下、Ｍｕ ： ０．７〜１．５１Ｇ、Ｐ：
０．０１−以下、８ ：０．００５−以下、Ａｊ ：
０１０１〜Ｏ，１０％、さらにｃａ：０．０００５〜０
．００５０ ％、ＲＥＭ ： ０．００５〜０．０１５
憾、Ｍｇ ： ０．０００５〜０．０１０ ％ Ｏうち
１種または２種以上を含み残部ｙ・および不可避的不純
物元素からなる鋼をスラブとした後、１２００℃以下に
加熱し、熱間圧延してムｒ３変態点〜９３０℃で仕上圧
延を終了し、３５０〜６００℃で巻取ることを特徴とす
る引張強さが５０ｋｆｆ／−以上で加工性、溶接性の優
れた高強度熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10930881A JPS5811734A (ja) | 1981-07-15 | 1981-07-15 | 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10930881A JPS5811734A (ja) | 1981-07-15 | 1981-07-15 | 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5811734A true JPS5811734A (ja) | 1983-01-22 |
| JPS623214B2 JPS623214B2 (ja) | 1987-01-23 |
Family
ID=14506903
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10930881A Granted JPS5811734A (ja) | 1981-07-15 | 1981-07-15 | 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5811734A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62213263A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Toshiba Seiki Kk | ペレット突き上げ方法 |
| JPH03180445A (ja) * | 1989-12-09 | 1991-08-06 | Nippon Steel Corp | 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| JPH03219049A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | バーリング性と延性の優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO1992021784A1 (en) * | 1991-05-30 | 1992-12-10 | Nippon Steel Corporation | High-yield-ratio hot-rolled high-strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
| KR100470647B1 (ko) * | 2000-12-11 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 이상역 제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54131524A (en) * | 1978-04-04 | 1979-10-12 | Nippon Steel Corp | High-ductile, low-yield ratio, high-tensile, heat rolled steel plate production |
| JPS5723025A (en) * | 1980-07-14 | 1982-02-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of hot-rolled high tensile steel plate having excellent local ductility |
-
1981
- 1981-07-15 JP JP10930881A patent/JPS5811734A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54131524A (en) * | 1978-04-04 | 1979-10-12 | Nippon Steel Corp | High-ductile, low-yield ratio, high-tensile, heat rolled steel plate production |
| JPS5723025A (en) * | 1980-07-14 | 1982-02-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of hot-rolled high tensile steel plate having excellent local ductility |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62213263A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Toshiba Seiki Kk | ペレット突き上げ方法 |
| JPH03219049A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | バーリング性と延性の優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH03180445A (ja) * | 1989-12-09 | 1991-08-06 | Nippon Steel Corp | 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| WO1992021784A1 (en) * | 1991-05-30 | 1992-12-10 | Nippon Steel Corporation | High-yield-ratio hot-rolled high-strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
| JPH05171345A (ja) * | 1991-05-30 | 1993-07-09 | Nippon Steel Corp | 成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法および成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| US5505796A (en) * | 1991-05-30 | 1996-04-09 | Nippon Steel Corporation | High yield ratio-type, hot rolled high strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
| KR100470647B1 (ko) * | 2000-12-11 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 이상역 제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS623214B2 (ja) | 1987-01-23 |
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