JPS59222528A - 熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
熱延高張力鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS59222528A JPS59222528A JP9607483A JP9607483A JPS59222528A JP S59222528 A JPS59222528 A JP S59222528A JP 9607483 A JP9607483 A JP 9607483A JP 9607483 A JP9607483 A JP 9607483A JP S59222528 A JPS59222528 A JP S59222528A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- hot
- rolled
- temperature
- less
- 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.)
- Pending
Links
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)
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】
この発明は、引張強さか80 kgf/−以上、降伏比
が0.8以下で、かつ10 kgf/+J以上の焼付4
)U化性をイjする熱′IA超高張力鋼板の製造方法に
関するものである。
が0.8以下で、かつ10 kgf/+J以上の焼付4
)U化性をイjする熱′IA超高張力鋼板の製造方法に
関するものである。
近年の自Uり1車業界における安全強化対策や、燃費向
上を目指し−た車体重量軽減対策には目を見張るものが
あるが、これらの対策の一環として、車イ・トへの旨張
力nl板の使用が検討避れるようになってきノこ。しか
しなから、同解強化や析出強化を利用した従来の高張力
t+ti 4反は、降伏比が極めて高いことに力11え
て延性も乏しく、従?て、厳しい加工を英知することが
できず、また、j加工後のスプリングバックが大ぎいな
ど、加工用鋼板としては様々な問題を有するものであっ
た。
上を目指し−た車体重量軽減対策には目を見張るものが
あるが、これらの対策の一環として、車イ・トへの旨張
力nl板の使用が検討避れるようになってきノこ。しか
しなから、同解強化や析出強化を利用した従来の高張力
t+ti 4反は、降伏比が極めて高いことに力11え
て延性も乏しく、従?て、厳しい加工を英知することが
できず、また、j加工後のスプリングバックが大ぎいな
ど、加工用鋼板としては様々な問題を有するものであっ
た。
このよう々ことから、最近になって、低降伏比°′
で、かつ延性の優れた高張力鋼板が要望されるよう
になり、IVInを基本成分として含弔する低降伏比・
長延性の複合組織り14板が開発されたが、このような
Φ板において80 kgf/−以上の引張強さを達成し
ようとすると、多筒:の添加元素を必要とすることとな
って製造コストが上昇するのを避けることができないと
いう新たな問題が浮かんできたのである。
で、かつ延性の優れた高張力鋼板が要望されるよう
になり、IVInを基本成分として含弔する低降伏比・
長延性の複合組織り14板が開発されたが、このような
Φ板において80 kgf/−以上の引張強さを達成し
ようとすると、多筒:の添加元素を必要とすることとな
って製造コストが上昇するのを避けることができないと
いう新たな問題が浮かんできたのである。
本発明者等は、上述のような観点から、引張強さが80
kgf/−以上であるとともに、降伏比が低く、かつ
加工後の塗料焼付は工程での硬化fトの高い、自動車用
鋼板として適用するのに好適な熱延超高張力鋼板を、コ
スト安く高能率で製造する方法を見出すべく、鋼材成分
組成、並びに圧延処理手段の両面から各種試験・調丘を
pさり返しながら研究を1ねた結果、 (a) C−C−8i−を中心とした成分の鋼に所定
侶”のV及びNを添加し、7これを連続鋳造して省(ら
れる熱スラブを、一旦ArB点以下に降温することなく
直接圧延し、しかも圧延後に所定の急冷を実施すると、
■及びNが固溶状態を維持した1′!l:となって、特
に固溶■によシ、フェライト変態が高温域で安定して確
保され、残部未変態のオーステナイトか併0、Aでマル
テンサイト変態し、フェライトとマルテンサイトの2相
糾識が安定して得られ、多f・・の特殊・元素を65効
口することなく 80 kgf/m、jの引り1テシ強
さが確保できる上、低降伏比となること、 (b) ハd F;c’ Ar3点以上での熱間圧延
により、初析フェライトの存在しない4ス゛態で、和犬
化したオーステナイト粒を41効にjfilj粒化する
ことかでき、従ってり3.]材のり・h19向上が確保
できること、<C) 圧(口:・冷却後の巻取温度を
250 ’C以下という低湿にすることにより、ベイナ
イトの生成が防止−さitでマルテンサイトが生成する
こととなり、1、゛を弘比が低下して加工性がよシ向上
すること、(d) 鋼中へのNのイ〕゛!極添加、直
接圧延、及び圧1+j、し、・の定、冷によって、省1
゛られた熱延側I J、、中pごは多h:のNが固溶式
れることとなるが、このために拡めて篩い焼付硬化性か
もたらでれること、(c) R11ち、CSt I
VIn V Nti;、ifを連hll 鋳造して
スラブとした後、該熱スラブを直接圧延し、急冷してか
ら低流巻取シを行うことにより、優れた加工性と高い焼
付硬化性を具備した熱延力板を安定して製造できること
、 以上(a)〜(e)に示される如き知見をイ:イるに4
つ/このである。
kgf/−以上であるとともに、降伏比が低く、かつ
加工後の塗料焼付は工程での硬化fトの高い、自動車用
鋼板として適用するのに好適な熱延超高張力鋼板を、コ
スト安く高能率で製造する方法を見出すべく、鋼材成分
組成、並びに圧延処理手段の両面から各種試験・調丘を
pさり返しながら研究を1ねた結果、 (a) C−C−8i−を中心とした成分の鋼に所定
侶”のV及びNを添加し、7これを連続鋳造して省(ら
れる熱スラブを、一旦ArB点以下に降温することなく
直接圧延し、しかも圧延後に所定の急冷を実施すると、
■及びNが固溶状態を維持した1′!l:となって、特
に固溶■によシ、フェライト変態が高温域で安定して確
保され、残部未変態のオーステナイトか併0、Aでマル
テンサイト変態し、フェライトとマルテンサイトの2相
糾識が安定して得られ、多f・・の特殊・元素を65効
口することなく 80 kgf/m、jの引り1テシ強
さが確保できる上、低降伏比となること、 (b) ハd F;c’ Ar3点以上での熱間圧延
により、初析フェライトの存在しない4ス゛態で、和犬
化したオーステナイト粒を41効にjfilj粒化する
ことかでき、従ってり3.]材のり・h19向上が確保
できること、<C) 圧(口:・冷却後の巻取温度を
250 ’C以下という低湿にすることにより、ベイナ
イトの生成が防止−さitでマルテンサイトが生成する
こととなり、1、゛を弘比が低下して加工性がよシ向上
すること、(d) 鋼中へのNのイ〕゛!極添加、直
接圧延、及び圧1+j、し、・の定、冷によって、省1
゛られた熱延側I J、、中pごは多h:のNが固溶式
れることとなるが、このために拡めて篩い焼付硬化性か
もたらでれること、(c) R11ち、CSt I
VIn V Nti;、ifを連hll 鋳造して
スラブとした後、該熱スラブを直接圧延し、急冷してか
ら低流巻取シを行うことにより、優れた加工性と高い焼
付硬化性を具備した熱延力板を安定して製造できること
、 以上(a)〜(e)に示される如き知見をイ:イるに4
つ/このである。
この発明は、上記知見に基ついてなさ!1だものであり
、 C: 0.05〜0.15%(以下、成分7、り合を表
わす%は沖弗%とする)。
、 C: 0.05〜0.15%(以下、成分7、り合を表
わす%は沖弗%とする)。
Si : 0.15〜1.50%、 DAn : 0.
5〜2.5%。
5〜2.5%。
5ol−、、At : 0.1 0 % 以−
ト 。
ト 。
V : C)、15〜0.40%。
N:0.0100%以上。
を含有するか、或いは更に、
Zr : 0.10.%以下、希土類元素:0.1%P
ノ、]:。
ノ、]:。
Ca: 0.010 %以下。
のうちの1種以上をも含み、
Fe及び不可避不純物:残り、
から成る成分組成の鋼を連続鋳造してスラブとした後、
該スラブの温度をAr3点以下に下げることなく引き続
いて熱間圧延を行い、(Ar3 埼+50′C)〜Ar
3点の温度で圧延を終了後、250℃以下の温度域まで
80〜160°C/secの冷却速度で加速冷却し、巻
取ることにより、悴度、加工性、勺(’、0・に粉細硬
化性がともに←れた加工用熱延高張力Qil板を実現し
た点に特徴を有するものである。
該スラブの温度をAr3点以下に下げることなく引き続
いて熱間圧延を行い、(Ar3 埼+50′C)〜Ar
3点の温度で圧延を終了後、250℃以下の温度域まで
80〜160°C/secの冷却速度で加速冷却し、巻
取ることにより、悴度、加工性、勺(’、0・に粉細硬
化性がともに←れた加工用熱延高張力Qil板を実現し
た点に特徴を有するものである。
次いで、この発明の加工用熱延高張力鋼板の製造法にお
いて、素材鋼の成分たるC+ Sl + A4n +S
O7:、、At、 V 、 N 、 Zr 、希土類元
素、及びCaの成分組成、史には圧延条件並ひに冷却条
件を上記の如く姓二限定した理由を説明する、。
いて、素材鋼の成分たるC+ Sl + A4n +S
O7:、、At、 V 、 N 、 Zr 、希土類元
素、及びCaの成分組成、史には圧延条件並ひに冷却条
件を上記の如く姓二限定した理由を説明する、。
A、籠の成分組成
(a) C
C成分は、銅の加工性及び溶接性を向上させるには出来
るたけ低いことが望ましいが、強度を確保するのに不可
欠であシ、最小限0.05%を必要とする。一方、0.
15%ケ越えて含有させると加0. 1件と溶接性を
劣化することに加えて、本発明の目的の1つである低降
伏比特性を抗うこととなるため、C含有針は0.05〜
0,15%と定めた。
るたけ低いことが望ましいが、強度を確保するのに不可
欠であシ、最小限0.05%を必要とする。一方、0.
15%ケ越えて含有させると加0. 1件と溶接性を
劣化することに加えて、本発明の目的の1つである低降
伏比特性を抗うこととなるため、C含有針は0.05〜
0,15%と定めた。
(f)) Mn
Mn成分は、鋼に低降伏比特性を(44るために必須の
元素であシ、その含有針が0.5%未満では低降 ′
状片を実現するマルテンサイトとフェライトの複合組織
を得ることができず、一方、2.5%を赳:えて含有さ
せると溶接性及び加工性を低下することとなるので、M
n含有量を0.5〜2.5チと定めた。
元素であシ、その含有針が0.5%未満では低降 ′
状片を実現するマルテンサイトとフェライトの複合組織
を得ることができず、一方、2.5%を赳:えて含有さ
せると溶接性及び加工性を低下することとなるので、M
n含有量を0.5〜2.5チと定めた。
(c) 5i
Si成分は、ej4のマトリックスにIf!ii溶して
強度を上昇させるに有効な元素であり、更に本発明鋼板
においては延性向上効果をも発揮するものであるが、そ
の含有おが0.15%未満ではPar望の強度を確保す
ることができず、一方1.50%を越えて含有させると
加工性の劣化が目立つようになることから、Si含有元
を0.15〜1.50%と星めた。
強度を上昇させるに有効な元素であり、更に本発明鋼板
においては延性向上効果をも発揮するものであるが、そ
の含有おが0.15%未満ではPar望の強度を確保す
ることができず、一方1.50%を越えて含有させると
加工性の劣化が目立つようになることから、Si含有元
を0.15〜1.50%と星めた。
(a) sot、At
5ot、At 成分は、鋼の脱酸剤として有効な元素で
あるが、多量に含まれると鋼中の非金によ介在物が増加
し、鋼の材質特性と表面外観の劣化をきたすことから、
その上限を0.10%とした。
あるが、多量に含まれると鋼中の非金によ介在物が増加
し、鋼の材質特性と表面外観の劣化をきたすことから、
その上限を0.10%とした。
(e) V
Vl永勺にVl この発明において重儀な位置を占める
ものであり、特定条件の圧延によシ固溶の状態でで:1
中に住在させ、変態強化をもたらすものである。この点
で、■炭窒化物による分散析出強化を、51つ/と信二
来のHlの6化法とは大きく異なるものであるか、V含
イ’j fii’が0.15係未破ではAi;記亥態強
化作用にD「望の幼芽−を魯ることかできず、他方、(
1,/10係をル!:えて含有させても更なる向上効果
荀j+i+待できないことから、その含有量を0.15
〜0.40%と定めた。
ものであり、特定条件の圧延によシ固溶の状態でで:1
中に住在させ、変態強化をもたらすものである。この点
で、■炭窒化物による分散析出強化を、51つ/と信二
来のHlの6化法とは大きく異なるものであるか、V含
イ’j fii’が0.15係未破ではAi;記亥態強
化作用にD「望の幼芽−を魯ることかできず、他方、(
1,/10係をル!:えて含有させても更なる向上効果
荀j+i+待できないことから、その含有量を0.15
〜0.40%と定めた。
(1)N
Jくハシ、分に、l・価に≦11を分化する作用を弔し
ており、を昌にIts?: (=J伜化件を10 kg
f/*、4 以上骨内するために(・、Jその含イTJ
)f 0.0100%以上とツーる必ソ:〃)あること
から、N含有量、壜をo、o i o o係以上と定め
た。
ており、を昌にIts?: (=J伜化件を10 kg
f/*、4 以上骨内するために(・、Jその含イTJ
)f 0.0100%以上とツーる必ソ:〃)あること
から、N含有量、壜をo、o i o o係以上と定め
た。
(y<) zr 、希土力j元Xe(REM)、及び
Caこi+らの1jI−分には、:・;6j中介在9勿
の形態11j イδ11によって加]−1′”1;不:
向上略せる作用があるので、よシ加:「句の良☆fな≦
、1゛4枳を必要とする場合にその1種以上が添加含有
せしめられるものであるが、そt−bそれの含有量が多
すきると介在物のj?H加を招くことから、Zr含有ム
・−を0.10%以−ト、希土類元ぷ含41ft ′f
!:0.1%以下、Ca含有fir k (LO10’
;5 JJ下とそれぞれ限定した。
Caこi+らの1jI−分には、:・;6j中介在9勿
の形態11j イδ11によって加]−1′”1;不:
向上略せる作用があるので、よシ加:「句の良☆fな≦
、1゛4枳を必要とする場合にその1種以上が添加含有
せしめられるものであるが、そt−bそれの含有量が多
すきると介在物のj?H加を招くことから、Zr含有ム
・−を0.10%以−ト、希土類元ぷ含41ft ′f
!:0.1%以下、Ca含有fir k (LO10’
;5 JJ下とそれぞれ限定した。
なお、希土類元素については、ミツシュメタルの形で添
加するのが経済的てあり、十分なダJ果を得ることがで
きるので、実用手段として推奨されるものでろる。
加するのが経済的てあり、十分なダJ果を得ることがで
きるので、実用手段として推奨されるものでろる。
13、 pl;スラブの温akAr3点以下に]げな
い丹1山 連II7.:鋳造によって伯られた熱スラブの温度をA
r3点以下に下けることなく引きhjl−いて熱間圧9
)〔に何丁のは、本発明の対象j?tlの如き高V−高
N系9;4では一旦A、r3点以下に14:?l1j4
してし址9とVの炭窒化物が析出してし1い、その後再
加熱してももはや再固溶することがなく、本発明のal
)いとする変態強化作用を期待できなくなるからである
。
い丹1山 連II7.:鋳造によって伯られた熱スラブの温度をA
r3点以下に下けることなく引きhjl−いて熱間圧9
)〔に何丁のは、本発明の対象j?tlの如き高V−高
N系9;4では一旦A、r3点以下に14:?l1j4
してし址9とVの炭窒化物が析出してし1い、その後再
加熱してももはや再固溶することがなく、本発明のal
)いとする変態強化作用を期待できなくなるからである
。
なお、本発明においては、連続別造された熱スラブをそ
のまま直接熱間圧延設備に送って圧鉦する方法はもちろ
ん、熱スラブを一旦加熱炉に装入して軽加熱又は軽保熱
後圧延する方法でも十分な効果をイ(することかできる
が、軽加熱する場合でも■炭化物の析出防止のため、通
常の操業よりはるかに短かい1時間以内の処理に止める
ことが好ましい。
のまま直接熱間圧延設備に送って圧鉦する方法はもちろ
ん、熱スラブを一旦加熱炉に装入して軽加熱又は軽保熱
後圧延する方法でも十分な効果をイ(することかできる
が、軽加熱する場合でも■炭化物の析出防止のため、通
常の操業よりはるかに短かい1時間以内の処理に止める
ことが好ましい。
C,E延氷′多了温度(圧延仕上り”温度)熱間圧延は
、ホラトス) IJツブミルに代表される辿?i’+の
熱7)、ifミルにおいてAr3点以上の温度で行われ
るが、1勉仕上は温度かAr3点よシも低くなると、フ
ェライト域での圧延を含むこととなって初析フェライト
が加工されるために降伏点が高くなり、加工恰が劣化し
てしまい、一方、(Ars点+50℃)よシも高い温度
で最終仕上けを行うと、圧延によるオーステナイトの細
粒化効果か不十分なため例組織の籾粒化が顕著となシ、
延性並びに、1 靭性の劣化を生ずることから、
圧延終了臨席を(Ar5A+50℃)〜Ar3点の範囲
と定めた。
、ホラトス) IJツブミルに代表される辿?i’+の
熱7)、ifミルにおいてAr3点以上の温度で行われ
るが、1勉仕上は温度かAr3点よシも低くなると、フ
ェライト域での圧延を含むこととなって初析フェライト
が加工されるために降伏点が高くなり、加工恰が劣化し
てしまい、一方、(Ars点+50℃)よシも高い温度
で最終仕上けを行うと、圧延によるオーステナイトの細
粒化効果か不十分なため例組織の籾粒化が顕著となシ、
延性並びに、1 靭性の劣化を生ずることから、
圧延終了臨席を(Ar5A+50℃)〜Ar3点の範囲
と定めた。
■〕、圧延終了後の冷却速度
El延終了後の冷却速度が80℃/S■を下回ると冷却
中にVの炭窒化物が析出して低陪伏比を得ることができ
ず、一方160 ℃/see を越える冷却速度では初
析フェライトの生成が抑、制されて狙いとする複合組織
〔フェライト+低温変態生成分(ベイナイト・マルテン
サイト)〕が得られないことから、前記冷却速度を80
〜160 ℃/seeの範囲に限定した。
中にVの炭窒化物が析出して低陪伏比を得ることができ
ず、一方160 ℃/see を越える冷却速度では初
析フェライトの生成が抑、制されて狙いとする複合組織
〔フェライト+低温変態生成分(ベイナイト・マルテン
サイト)〕が得られないことから、前記冷却速度を80
〜160 ℃/seeの範囲に限定した。
E、加速冷却終了温度(巻取多温度)
圧延終了後、250℃以下の温域まで急冷する理由は、
低温変態生成物を十分に生成させ、低降伏比と高強度化
を図るためであり、加速冷却終了温度が250℃よりも
高いと満足できる特性を得ることができない。
低温変態生成物を十分に生成させ、低降伏比と高強度化
を図るためであり、加速冷却終了温度が250℃よりも
高いと満足できる特性を得ることができない。
なお、この発明の方法において対象となる欽は、通常の
溶解炉にて溶製し、脱酸、成分調整をなされ(心臓に応
じて脱ガス処理を行っても良いことはもちろんである)
、連続鋳造された後、熱間圧延されるものであるが、圧
延開始臨席には特に制限がないけれども、連続鋳造でイ
uら九た熱スラブをArs点以下に降温することなく直
接圧延することがノj1−そごで4フることは前述の通
シである。
溶解炉にて溶製し、脱酸、成分調整をなされ(心臓に応
じて脱ガス処理を行っても良いことはもちろんである)
、連続鋳造された後、熱間圧延されるものであるが、圧
延開始臨席には特に制限がないけれども、連続鋳造でイ
uら九た熱スラブをArs点以下に降温することなく直
接圧延することがノj1−そごで4フることは前述の通
シである。
次いで、この発明を′P:施◇1.によシ比i9. u
lJを対比しるから説明する。1 一ξ かi’if/14 1 名−1°゛、常法にて第1表に示す如き成分赴;成の鍬
を畿製し、連続(ア、り造にて250門ルのスラブとし
だ行S直接圧延することによって、板岸が20m+nの
熱延イρ全枦迄した。その際の圧延条件は、圧延開始況
″厚: 1040“0.仕上温度:800℃、圧延後の
?11却速1’j(: 82 ’G/scc 、加速耐
却VV″臨度(K、:’ J1] rib、ml
) : 2 0 0 ℃ T 3 つ
fこ 、。
lJを対比しるから説明する。1 一ξ かi’if/14 1 名−1°゛、常法にて第1表に示す如き成分赴;成の鍬
を畿製し、連続(ア、り造にて250門ルのスラブとし
だ行S直接圧延することによって、板岸が20m+nの
熱延イρ全枦迄した。その際の圧延条件は、圧延開始況
″厚: 1040“0.仕上温度:800℃、圧延後の
?11却速1’j(: 82 ’G/scc 、加速耐
却VV″臨度(K、:’ J1] rib、ml
) : 2 0 0 ℃ T 3 つ
fこ 、。
このよう(lこし、てイ4Tられ1こ熱延女5・4斗反
のHr1勺4・物を廿用定し、その結果も裁1表に併せ
て示した。
のHr1勺4・物を廿用定し、その結果も裁1表に併せ
て示した。
なお、ガニ:付仲化件お験法1グ、試R方片に予め2%
の力)を−Iブえた後、ン山r谷中にて170℃、20
分の加E+、i二[1,+i。効処理を行い、そのVの
vj引張り試験により1(′を伏小上昇イiF”、を矛
めろという方法で夾漉した。
の力)を−Iブえた後、ン山r谷中にて170℃、20
分の加E+、i二[1,+i。効処理を行い、そのVの
vj引張り試験により1(′を伏小上昇イiF”、を矛
めろという方法で夾漉した。
εす1才、、(/C示される糺果からは、本発明方法及
び比軟法ともに引張弘]さが100 kgf1mA級の
曜板ヲ゛イ;↑ることかできるけれども、本発明方法の
場合i′cIld、jνjn;・二の大1に、Hな低減
かDJ能であることが明らかてあり、t fC15kg
f/7ia という、比較法によるよシも4り1段に向
上した焼付硬化性を得られることもわかる。
び比軟法ともに引張弘]さが100 kgf1mA級の
曜板ヲ゛イ;↑ることかできるけれども、本発明方法の
場合i′cIld、jνjn;・二の大1に、Hな低減
かDJ能であることが明らかてあり、t fC15kg
f/7ia という、比較法によるよシも4り1段に向
上した焼付硬化性を得られることもわかる。
実り丁1ず例 2
なす、第2ンに示される如き成分組成の鋼を常法)ji
lす&c#jv、?し、連紛じυ、j造にて250闘几
コ、のスラフ“としグこ後iij 、l妥圧少■するこ
とによって、板ルーがJ、8πmの2;、へ妊イb・を
製造した。その際の圧延条件を2i53 表fc 71
くす。
lす&c#jv、?し、連紛じυ、j造にて250闘几
コ、のスラフ“としグこ後iij 、l妥圧少■するこ
とによって、板ルーがJ、8πmの2;、へ妊イb・を
製造した。その際の圧延条件を2i53 表fc 71
くす。
次いで、このようにして得られた各スξ”13延(:1
4枚について、[資伏点、引張強さ、伸ひ、 l+:看
伏比、及び九(1(’11化JJ−:’を測定し、その
結果も第3表に併せて示しグこ。なお、シJ・、1付硬
化例ミ試験は、τざ施例1におけると1iij杭な灸件
で英雄した6、第3シiに承されるデ箸呆からも明らか
なように、本−51−明方法′1〜13によって召tら
れた熱延鋼4友は」11転i;、H14〜19によって
身り造されたものに比べて、 f!−Th #”l−7
こ加工伯と高い焼付硬化性を兼ね信]えていることかわ
かる。
4枚について、[資伏点、引張強さ、伸ひ、 l+:看
伏比、及び九(1(’11化JJ−:’を測定し、その
結果も第3表に併せて示しグこ。なお、シJ・、1付硬
化例ミ試験は、τざ施例1におけると1iij杭な灸件
で英雄した6、第3シiに承されるデ箸呆からも明らか
なように、本−51−明方法′1〜13によって召tら
れた熱延鋼4友は」11転i;、H14〜19によって
身り造されたものに比べて、 f!−Th #”l−7
こ加工伯と高い焼付硬化性を兼ね信]えていることかわ
かる。
なお、比較法19は、連続鋳込スラブを一旦室温にまで
冷却した後、再加熱して圧延したものであるが、この場
合にはその佃の条件が本発明方法と同じであるにもかか
わらず、所望の特性を(9られないことが明白である。
冷却した後、再加熱して圧延したものであるが、この場
合にはその佃の条件が本発明方法と同じであるにもかか
わらず、所望の特性を(9られないことが明白である。
上述のように、この発明VCよれは、引張強さが80
kgf/−以上という高強度を有するとともに、優れた
加工性、並びに焼付硬化性の高い熱延鋼板をコスト安く
高能率で製造することができるなど、工業上有用な効果
がもたらされるのである。
kgf/−以上という高強度を有するとともに、優れた
加工性、並びに焼付硬化性の高い熱延鋼板をコスト安く
高能率で製造することができるなど、工業上有用な効果
がもたらされるのである。
出願人 住友金ハエ桑株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 tel C: 0.05〜0.15%。 Si:0.15〜1.50%。 1’s4n : 0.5〜2.5%。 5OZ−AZ : 0−10%以下。 V : 0.15〜0.40%。 N:o、oxoo%り上。 F’e及び不可避的不純物:残シ、 から成る成分組成(以上重量%)の鋼を連続鋳造してス
ラブとした後、該スラブの温度をAr3点以下に下ける
ことなく引き続いて熱間圧延を行い、(Ar3点+50
℃)〜Ar3点の温度で圧延を終了後、250℃以下の
温度域まで80′〜160’C/secの冷却速助で加
速冷却し、巻取ることを特徴とする、加工用熱延高張力
鋼板の製造方法。 +21 C: 0.05〜0.15%。 St : 0.15〜1.50%。 Mn:0.5〜2.5%。 sot、At: 0.10%以下。 v : 0.15〜0.40%。 N : 0.0100%以上、 を含有するとともに、更に、 Zr:(LIO%以]。 希土類元素=0.1%以下。 Ca : 0−010%以下。 のうちの1秒以上をも含み、 Fe及び不可避不純物:残り、 から成る成分組成(以上重量%)の鋼を連続鋳造してス
ラブとした後、該スラブの温度をAr3点以下に下げる
ことなく引き続いて熱間圧延を行い、(Ar3点+50
℃)〜Ar3点の温度で圧延を終了後、250℃以下の
温度域まで80〜b徴とする、加工用熱延高張力鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9607483A JPS59222528A (ja) | 1983-05-31 | 1983-05-31 | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9607483A JPS59222528A (ja) | 1983-05-31 | 1983-05-31 | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59222528A true JPS59222528A (ja) | 1984-12-14 |
Family
ID=14155252
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9607483A Pending JPS59222528A (ja) | 1983-05-31 | 1983-05-31 | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS59222528A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6217463A (ja) * | 1985-07-16 | 1987-01-26 | Honda Motor Co Ltd | ギヤトレ−ンのダンパ装置 |
JPS6220821A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-01-29 | Nippon Steel Corp | 高強度厚鋼板の製造法 |
JPS62180021A (ja) * | 1986-02-03 | 1987-08-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
US5858130A (en) * | 1997-06-25 | 1999-01-12 | Bethlehem Steel Corporation | Composition and method for producing an alloy steel and a product therefrom for structural applications |
WO2021065346A1 (ja) * | 2019-10-01 | 2021-04-08 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
-
1983
- 1983-05-31 JP JP9607483A patent/JPS59222528A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6217463A (ja) * | 1985-07-16 | 1987-01-26 | Honda Motor Co Ltd | ギヤトレ−ンのダンパ装置 |
JPS6220821A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-01-29 | Nippon Steel Corp | 高強度厚鋼板の製造法 |
JPS62180021A (ja) * | 1986-02-03 | 1987-08-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
JPH0555572B2 (ja) * | 1986-02-03 | 1993-08-17 | Nisshin Steel Co Ltd | |
US5858130A (en) * | 1997-06-25 | 1999-01-12 | Bethlehem Steel Corporation | Composition and method for producing an alloy steel and a product therefrom for structural applications |
WO2021065346A1 (ja) * | 2019-10-01 | 2021-04-08 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
JPWO2021065346A1 (ja) * | 2019-10-01 | 2021-04-08 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JPH10509768A (ja) | 優れた靭性および溶接性を有する高強度二次硬化鋼 | |
KR100957963B1 (ko) | 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법 | |
EP1119648A1 (en) | Cold workable steel bar or wire and process | |
JP7411072B2 (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法 | |
JP3846729B2 (ja) | 極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用熱延鋼板及びその製造方法 | |
JPH11507103A (ja) | 銅を含有した変態誘起塑性の加工容易な熱間圧延高張力鋼の製造方法 | |
JP2022510212A (ja) | 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
JP4344073B2 (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
CN108474089B (zh) | 具有优异的低温韧性和抗氢致开裂性的厚钢板及其制造方法 | |
JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
KR102166592B1 (ko) | 철근 및 그 제조방법 | |
KR100957964B1 (ko) | 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법 | |
JP3247908B2 (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JPS6366368B2 (ja) | ||
TW202210637A (zh) | 由一鋼組合物製造高強度鋼管及其組件的方法 | |
JP3879440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP7508469B2 (ja) | せん断加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP4309561B2 (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JPH05105957A (ja) | 耐熱性高強度ボルトの製造方法 | |
JPS59222528A (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
JPH0413406B2 (ja) | ||
JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
JP3274013B2 (ja) | 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 | |
JP2023508314A (ja) | 超高強度ばね用線材、鋼線及びその製造方法 | |
JPS6167717A (ja) | 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法 |