JPS5934211B2 - 高延性を有する複合組識型高張力熱延鋼板の製造法 - Google Patents
高延性を有する複合組識型高張力熱延鋼板の製造法Info
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- JPS5934211B2 JPS5934211B2 JP3702780A JP3702780A JPS5934211B2 JP S5934211 B2 JPS5934211 B2 JP S5934211B2 JP 3702780 A JP3702780 A JP 3702780A JP 3702780 A JP3702780 A JP 3702780A JP S5934211 B2 JPS5934211 B2 JP S5934211B2
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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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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、高延性を有し、かつ強度−延性バランスの
良好な複合組織型高張力熱延鋼板の製造法に関するもの
である。
良好な複合組織型高張力熱延鋼板の製造法に関するもの
である。
近年、例えば自動車産業の分野では、省エネルギー資源
の観点から、軽量化の一環として設計強度を変更せずに
板厚を薄くする要望が強く、かかる要望から軟鋼板に代
って高張力鋼板を用いる傾向にある。
の観点から、軽量化の一環として設計強度を変更せずに
板厚を薄くする要望が強く、かかる要望から軟鋼板に代
って高張力鋼板を用いる傾向にある。
しかし、従来の高張力鋼板は、価格やプレス成型性、さ
らにスポット溶接性に難点があり、実用化にかなり問題
があるものであった。
らにスポット溶接性に難点があり、実用化にかなり問題
があるものであった。
一方、最近、プレス加工時には軟らかくて成型しやすく
、成型後に硬化して製品強度が上がるようになるという
特性をもった複合組織型高張力熱延鋼板が提案され、そ
のすぐれた特性ゆえに広く実用に供されるようになって
きた。
、成型後に硬化して製品強度が上がるようになるという
特性をもった複合組織型高張力熱延鋼板が提案され、そ
のすぐれた特性ゆえに広く実用に供されるようになって
きた。
この複合組織型高張力熱延鋼板は、マルテンサイト相お
よびベイナイト相のいずれか、または両方よりなる低温
変態生成物と、フェライト相との混合組織を有し、前記
低温変態生成物が鋼の強化と遅時効性に関与し、フェラ
イト相が鋼に延性を与える役割を果すものである。
よびベイナイト相のいずれか、または両方よりなる低温
変態生成物と、フェライト相との混合組織を有し、前記
低温変態生成物が鋼の強化と遅時効性に関与し、フェラ
イト相が鋼に延性を与える役割を果すものである。
従来、上記の複合組織型熱延鋼板の製造には、幾多の方
法が提案されているが、その中で高延性および低降伏比
を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法として、Ａ
ｒ３変態点以上の最終仕上温度で圧延を終了した鋼板を
、直ちに１６℃／ｓｅｅ以上の冷却速度でＡｒ’変態点
以下の温度まで急冷する方法が知られている。
法が提案されているが、その中で高延性および低降伏比
を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法として、Ａ
ｒ３変態点以上の最終仕上温度で圧延を終了した鋼板を
、直ちに１６℃／ｓｅｅ以上の冷却速度でＡｒ’変態点
以下の温度まで急冷する方法が知られている。
しかし、上記従来方法によって急冷された熱延鋼板にお
いては、圧延後の急冷によ如初析フェライト中の固溶炭
素量が増大することから、鋼板の延性が著しく劣化する
ようになるのを避けることができず、延性−強度バラン
スのすぐれた熱延鋼板を得ることはきわめて困難である
。
いては、圧延後の急冷によ如初析フェライト中の固溶炭
素量が増大することから、鋼板の延性が著しく劣化する
ようになるのを避けることができず、延性−強度バラン
スのすぐれた熱延鋼板を得ることはきわめて困難である
。
この発明は、上記のような従来方法によって製造された
複合組織型高張力熱延鋼板のもつ問題点を解決した複合
組織型高張力熱延鋼板の製造法を提供するもので、対象
鋼を、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％ 、 Ｓｉ
： ３．０ ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ ％ 、
ｓｏｂ、 Ａ／！ ： ０．１０％以下を含有し、さ
らに必要に応じて、Ｃａ ： ０．００２〜０．０１
％ 。
複合組織型高張力熱延鋼板のもつ問題点を解決した複合
組織型高張力熱延鋼板の製造法を提供するもので、対象
鋼を、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％ 、 Ｓｉ
： ３．０ ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ ％ 、
ｓｏｂ、 Ａ／！ ： ０．１０％以下を含有し、さ
らに必要に応じて、Ｃａ ： ０．００２〜０．０１
％ 。
Ｚｒ ： ０．０１〜０．１０％、および希土類元素：
０．００２〜０．１０係からなる介在物形状調整元素群
、並びにＮｂ：０．００５〜０．１０係、Ｖ：０．００
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％。
０．００２〜０．１０係からなる介在物形状調整元素群
、並びにＮｂ：０．００５〜０．１０係、Ｖ：０．００
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％。
Ｃｕ ： ０．０５〜０．５％＋ Ｎｉ ：Ｏ−０５
〜０．５ ％ ｔＣｒ ： ０．０５〜０．５％、Ｍｏ
： ０．０３〜Ｏ１５％。
〜０．５ ％ ｔＣｒ ： ０．０５〜０．５％、Ｍｏ
： ０．０３〜Ｏ１５％。
およびＢ：０．０００５〜０．００５％からなる強度改
善元素群のいずれかの元素群のうちの１種または２種以
上、あるいは両元素群からそれぞれ選んだ２種以上の元
素を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる鋼に特
定し、この鋼を最終仕上温度がＡｒ３変態点以上の温度
となる条件にて熱間圧延した後、直ちに２０〜ｂ で６５０〜４００℃の温度範囲内の温度まで急冷して、
すぐれた強度−延性バランスを確保するのに不可欠の微
細なフェライトを析出させ、ついで前記温度から１５℃
／ ｓｅｅ以下の冷却速度で３５０℃以下の温度まで徐
冷して、フェライト中の固溶炭素量を減少させた後、コ
イルに巻取ることによって強度−延性バランスにすぐれ
た複合組織型高張力熱延鋼板を製造することに特徴を有
するものである。
善元素群のいずれかの元素群のうちの１種または２種以
上、あるいは両元素群からそれぞれ選んだ２種以上の元
素を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる鋼に特
定し、この鋼を最終仕上温度がＡｒ３変態点以上の温度
となる条件にて熱間圧延した後、直ちに２０〜ｂ で６５０〜４００℃の温度範囲内の温度まで急冷して、
すぐれた強度−延性バランスを確保するのに不可欠の微
細なフェライトを析出させ、ついで前記温度から１５℃
／ ｓｅｅ以下の冷却速度で３５０℃以下の温度まで徐
冷して、フェライト中の固溶炭素量を減少させた後、コ
イルに巻取ることによって強度−延性バランスにすぐれ
た複合組織型高張力熱延鋼板を製造することに特徴を有
するものである。
つぎに、この発明の方法において、鋼の成分組成範囲、
熱間圧延条件、および冷却条件を上記の通りに限定した
理由を説明する。
熱間圧延条件、および冷却条件を上記の通りに限定した
理由を説明する。
Ａ、成分組成範囲
（ａ） Ｃ
Ｃ成分には複合組織中の低温変態生成物の体積−率を増
大させて鋼板の強度を高める作用があるが、その含有量
が０．０１％未満では、前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方０．１５％を越えて含有させると成型加工性お
よび溶接性が劣化するようになることから、その含有量
を０．０１〜０．１５％と定めた。
大させて鋼板の強度を高める作用があるが、その含有量
が０．０１％未満では、前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方０．１５％を越えて含有させると成型加工性お
よび溶接性が劣化するようになることから、その含有量
を０．０１〜０．１５％と定めた。
（ｂ） ５ｉ
Ｓｉ成分には溶鋼脱酸作用並びに鋼板強化作用があり、
さらに鋼板に低降伏比および高延性を付与するのに不可
欠の元素であるが、３．０％を越えで含有させると、溶
接性が劣化するようになると共に、スケール疵も発生し
易くなることから、その含有量を３．０係以下と定めた
。
さらに鋼板に低降伏比および高延性を付与するのに不可
欠の元素であるが、３．０％を越えで含有させると、溶
接性が劣化するようになると共に、スケール疵も発生し
易くなることから、その含有量を３．０係以下と定めた
。
（ｃ） Ｍｎ
Ｍｎ成分には、熱間圧延後、オーステナイト部分の焼入
性を向上させてマルテンサイトおよびベイナイト組織を
得やすくする作用があるが、その含有量が１．０係未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方３．０係を
越えて含有させると、溶接性が劣化するばかりでなく、
コスト上昇を招き、経済的でないことから、その含有量
を１．０〜３．０係と定めた。
性を向上させてマルテンサイトおよびベイナイト組織を
得やすくする作用があるが、その含有量が１．０係未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方３．０係を
越えて含有させると、溶接性が劣化するばかりでなく、
コスト上昇を招き、経済的でないことから、その含有量
を１．０〜３．０係と定めた。
（ｄ） ｓｏ４ ＡＡ
ｉは溶鋼脱酸のために添加され、通常ｓｏｌ。
Ａｌで０．０２〜０．０８％程度含有するが、ｓｏｂ。
Ａｌで０．１０％を越えて含有させてもより一層の脱酸
効果は期待できず、脱酸効果が飽和状態となることがら
、その上限値を０．１０％と定めた。
効果は期待できず、脱酸効果が飽和状態となることがら
、その上限値を０．１０％と定めた。
（ｅ） 不可避不純物
不可避不純物のうち、特にＳは非金属介在物を形成して
、鋼板の冷間加工性を冷化させるので、その含有量は少
なければ少ないほど望ましいが、経済性を考慮して、０
．０１５％を越えて含有しないようにするのが望ましい
。
、鋼板の冷間加工性を冷化させるので、その含有量は少
なければ少ないほど望ましいが、経済性を考慮して、０
．０１５％を越えて含有しないようにするのが望ましい
。
（ｆ）Ｃａ、Ｚｒ、および希土類元素
これらの成分は、いずれも介在物の形状を調整して冷間
加工性を改善する作用をもつので、必要に応じて添加含
有されるが、その含有量が、それぞれＣａ：０．００２
％未満、Ｚｒ：０．０１％未満。
加工性を改善する作用をもつので、必要に応じて添加含
有されるが、その含有量が、それぞれＣａ：０．００２
％未満、Ｚｒ：０．０１％未満。
および希土類元素：０．００２％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方それぞれＣａ：０．０１％Ｔ
Ｚｒ ：Ｏ−１０％ ＋および希土類元素：０．１０
％を越えて含有させると、逆に鋼中の介在物が多（なり
すぎて冷間加工性が劣化するようになることから、それ
ぞれの含有量を、Ｃａ ： ０．００２〜０．０１係、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０係、および希土類元素：０．
００２〜０．１０％と定めた。
望の効果が得られず、一方それぞれＣａ：０．０１％Ｔ
Ｚｒ ：Ｏ−１０％ ＋および希土類元素：０．１０
％を越えて含有させると、逆に鋼中の介在物が多（なり
すぎて冷間加工性が劣化するようになることから、それ
ぞれの含有量を、Ｃａ ： ０．００２〜０．０１係、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０係、および希土類元素：０．
００２〜０．１０％と定めた。
（ｇ） Ｎｂ 、 Ｖ、 Ｔｉ 、 Ｃｕ 、Ｎｉ
、Ｃｒ 、Ｍｏ 、およびこれらの成分は鋼の強度を向
上させるという均等的作用をもつので、必要に応じて含
有されるへ前記作用に所望の効果を確保するためには、
それぞれの含有下限値を、Ｎｂ：０．００５％、ｖ：０
．００１％ 、Ｔｉ ： ０．０１％ 、Ｃｕ ： ０
．０５％ 。
、Ｃｒ 、Ｍｏ 、およびこれらの成分は鋼の強度を向
上させるという均等的作用をもつので、必要に応じて含
有されるへ前記作用に所望の効果を確保するためには、
それぞれの含有下限値を、Ｎｂ：０．００５％、ｖ：０
．００１％ 、Ｔｉ ： ０．０１％ 、Ｃｕ ： ０
．０５％ 。
Ｎｉ ： ０．０５％ 、Ｃｒ ： ０．０５％ 、Ｍ
ｏ ：０．０３係、およびＢ：０．０００５％に定めな
ければならない。
ｏ ：０．０３係、およびＢ：０．０００５％に定めな
ければならない。
しかし、それぞれＮｂ：０．１０％、Ｖ：０．１０％、
Ｔｉ ： ０．２％ 、 Ｃｕ ： ０．５％、Ｎ
ｉ：０．５％、Ｃｒ ： ０．５％ 、Ｍｏ ：０．５
％、およびＢ。
Ｔｉ ： ０．２％ 、 Ｃｕ ： ０．５％、Ｎ
ｉ：０．５％、Ｃｒ ： ０．５％ 、Ｍｏ ：０．５
％、およびＢ。
：０．００５％の含有上限値を越えて含有させても、そ
の作用効果が飽和したシ、逆にその作用効果が低下した
シするようになることから、上記の強度改善元素群のそ
れぞれの成分の含有量を上記の通りに定めた。
の作用効果が飽和したシ、逆にその作用効果が低下した
シするようになることから、上記の強度改善元素群のそ
れぞれの成分の含有量を上記の通りに定めた。
Ｂ、熱間圧延条件
熱間圧延に際しては、通常のスラブ加熱炉による加熱後
圧延しても、また分塊圧延材を直接圧延してもよく、さ
らにその圧延開始温度に特に制限はないが、最終仕上温
度がＡｒ３変態点よ乃低くなる条件で圧延を行なうと、
この圧延はフェライト域での圧延を含み、初析フェライ
トが加工された組織が存在するようになシ、このような
加工組織では勿論のこと、これに回復処理を施しても降
伏点は低くならず、著しい加工性の劣化をもたらすこと
から、熱間処理における最終仕上温度をＡｒ３変態点以
上と定めた。
圧延しても、また分塊圧延材を直接圧延してもよく、さ
らにその圧延開始温度に特に制限はないが、最終仕上温
度がＡｒ３変態点よ乃低くなる条件で圧延を行なうと、
この圧延はフェライト域での圧延を含み、初析フェライ
トが加工された組織が存在するようになシ、このような
加工組織では勿論のこと、これに回復処理を施しても降
伏点は低くならず、著しい加工性の劣化をもたらすこと
から、熱間処理における最終仕上温度をＡｒ３変態点以
上と定めた。
Ｃ０冷却条件
Ａｒ３変態点以上の温度より２０℃／ ｓｅｅ未満の冷
却速度で冷却すると、徐冷となるため初析フェライトの
結晶粒成長を抑制することができず、したがって微細な
ポリゴナル・フェライトを析出させるためには２０℃／
ｓｅｅ以上の冷却速度で冷却する必要があるが、一方
８０℃／ ｓｅｅを越えた冷却速度で急冷すると、初析
フェライトの析出が起らず、この結果例えばα十γの共
存域での保持が必要となり、温度管理が難しくなること
から、その冷却速度を２０〜ｂ また、６５０℃を越えた高温で上記の急冷を終了すると
、初析フェライトが結晶粒成長して粗大となるため、高
延性を得るのに必要な微細なフェライトとはならず、し
たがって所望の特性を確保することができず、一方４０
０℃未満の低温まで上記の急冷を行なうと、析出したフ
ェライト中の固溶炭素が高（なりすぎ、所望の高延性を
得ることができなくなることから、急冷終点温度を６５
０〜４００℃と定めた。
却速度で冷却すると、徐冷となるため初析フェライトの
結晶粒成長を抑制することができず、したがって微細な
ポリゴナル・フェライトを析出させるためには２０℃／
ｓｅｅ以上の冷却速度で冷却する必要があるが、一方
８０℃／ ｓｅｅを越えた冷却速度で急冷すると、初析
フェライトの析出が起らず、この結果例えばα十γの共
存域での保持が必要となり、温度管理が難しくなること
から、その冷却速度を２０〜ｂ また、６５０℃を越えた高温で上記の急冷を終了すると
、初析フェライトが結晶粒成長して粗大となるため、高
延性を得るのに必要な微細なフェライトとはならず、し
たがって所望の特性を確保することができず、一方４０
０℃未満の低温まで上記の急冷を行なうと、析出したフ
ェライト中の固溶炭素が高（なりすぎ、所望の高延性を
得ることができなくなることから、急冷終点温度を６５
０〜４００℃と定めた。
さらに、６５０〜４００℃の温度範囲内の温度からの冷
却速度が１５℃／ ｓｅｅを越えて速（なると、フェラ
イト中の固溶炭素量を十分に低減することができず、し
たがってフェライト中の固溶炭素量を低くして高延性を
確保するためには１５℃／ｓｅｅ以下の冷却速度で徐冷
しなければならない。
却速度が１５℃／ ｓｅｅを越えて速（なると、フェラ
イト中の固溶炭素量を十分に低減することができず、し
たがってフェライト中の固溶炭素量を低くして高延性を
確保するためには１５℃／ｓｅｅ以下の冷却速度で徐冷
しなければならない。
また、３５０℃を越えた高温で冷却を終了する、すなわ
ち３５０℃を越えた高温でコイルに巻取ると、最終変態
生成物がパーライトとなってしまぺ所望の複合組織が得
られな（なることから、前記の巻取温度を３５０℃以下
と定めた。
ち３５０℃を越えた高温でコイルに巻取ると、最終変態
生成物がパーライトとなってしまぺ所望の複合組織が得
られな（なることから、前記の巻取温度を３５０℃以下
と定めた。
ついで、この発明の方法を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。
ながら説明する。
実施例
それぞれ第１表に示される成分組成をもった鋼を転炉で
溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついで前記スラ
ブに同じ（第１表に示される熱延条件および冷却条件に
て圧延を施すことによ〃本発明鋼板１〜１０および比較
鋼板１〜５をそれぞれ製造した。
溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついで前記スラ
ブに同じ（第１表に示される熱延条件および冷却条件に
て圧延を施すことによ〃本発明鋼板１〜１０および比較
鋼板１〜５をそれぞれ製造した。
なお、比較鋼板１はＭｎ含有量がこの発明の範囲から低
い方に外れたもの、比較鋼板２は熱延工程における最終
仕上温度がＡｒ３変態点以下のもの、比較鋼板３は熱延
後の冷却工程における急冷および徐冷の冷却速度がこの
発明の範囲から外れたもの、比較鋼板４は冷却終了温度
、すなわち巻取温度がこの発明の範囲から高い方に外れ
たもの、さらに比較鋼板５は急冷における冷却速度がこ
の発明の範囲から速い方に外れたものである。
い方に外れたもの、比較鋼板２は熱延工程における最終
仕上温度がＡｒ３変態点以下のもの、比較鋼板３は熱延
後の冷却工程における急冷および徐冷の冷却速度がこの
発明の範囲から外れたもの、比較鋼板４は冷却終了温度
、すなわち巻取温度がこの発明の範囲から高い方に外れ
たもの、さらに比較鋼板５は急冷における冷却速度がこ
の発明の範囲から速い方に外れたものである。
ついで、この結果得られた本発明鋼板１〜１０および比
較鋼板１〜５のそれぞれについて、引張試験を行ない、
この試験結果を第１表に合せて示した。
較鋼板１〜５のそれぞれについて、引張試験を行ない、
この試験結果を第１表に合せて示した。
第１表に示されるように、比較鋼板１はＭｎ含有量が低
く、また比較鋼板２は最終仕上温度がＡｒ３変態点を下
まわっているためにポリゴナル・フェライトが加工され
た組織を有し、比較鋼板４は巻取温度が高いためにパー
ライト組織が存在しさらに比較鋼板５は急冷における冷
却速度が早すぎるために初析フェライトの析出がほとん
ど起らないことから、いずれも降伏比が高く、延性の劣
化したものになっている。
く、また比較鋼板２は最終仕上温度がＡｒ３変態点を下
まわっているためにポリゴナル・フェライトが加工され
た組織を有し、比較鋼板４は巻取温度が高いためにパー
ライト組織が存在しさらに比較鋼板５は急冷における冷
却速度が早すぎるために初析フェライトの析出がほとん
ど起らないことから、いずれも降伏比が高く、延性の劣
化したものになっている。
一方急冷における冷却速度がこの発明の範囲から外れて
遅く、かっ徐冷における冷却速度がこの発明の範囲から
外れて早い比較鋼板３においては、初析フェライトが粒
成長すると共に、フェライト中の固溶炭素も高い状態と
なっていることから、降伏比は低いものの、延性の劣っ
たものとなっている。
遅く、かっ徐冷における冷却速度がこの発明の範囲から
外れて早い比較鋼板３においては、初析フェライトが粒
成長すると共に、フェライト中の固溶炭素も高い状態と
なっていることから、降伏比は低いものの、延性の劣っ
たものとなっている。
これに対して、本発明鋼板１〜１０は、いずれも高延性
および低降伏比、すなわちすぐれた冷間加工性を有し、
かつ強度−延性バランスのすぐれたものである。
および低降伏比、すなわちすぐれた冷間加工性を有し、
かつ強度−延性バランスのすぐれたものである。
上述のように、この発明によれば、高延性を有し、かつ
延性−強度バランスのすぐれた複合組織型高張力熱延鋼
板を効率よく、かつ低コストで製造することができるの
である。
延性−強度バランスのすぐれた複合組織型高張力熱延鋼
板を効率よく、かつ低コストで製造することができるの
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：３．０％以下
。 Ｍｎ ： １．０〜３．０％、 ｓｏｌ、 ＡＡ ：０
．１０％以下を含有し、残りがＦｅと不可避不純物から
なる組成（以上重量％）を有する鋼を、最終仕上温度が
Ａｒ３変態点以上の温度となる条件にて熱間圧延した後
、直ちに２０〜ｂ ６５０〜４００℃の温度範囲内の温度まで急冷し次いで
１５℃／ ｓｅｃ以下の冷却速度で３５０℃以下の温度
まで徐冷し、コイルに巻取ることを特徴とする高延性を
有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法。 ２Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：３．０係以下。 Ｍｎ ： １．０〜３．０％、 ｓｏｂ、 Ａ＃ ：
０．１０ ％以下を含有し、さらにＣａ ： ０．００
２〜０．０１ ％ 、 Ｚｒ ：０．０１〜０．１０係
、および希土類元素：０．００２〜０．１０％からなる
介在物形状調整元素群のうちの１種または２種以上を含
有し、残力がＦｅおよび不可避不純物からなる組成（以
上重量部）を有する鋼を、最終仕上温度がＡｒ３変態点
以上の温度となる条件にて熱間圧延した後、直ちに２０
〜ｂ 度範囲内の温度まで急冷し、ついで１５℃／ｓｅｅ以下
の冷却速度で３５０℃以下の温度まで徐冷し、コイルに
巻取ることを特徴とする高延性を有する複合組織型高張
力熱延鋼板の製造法。 ３Ｃ：０．０１〜０．１５係、Ｓｉ：３．０係以下。 Ｍｎ ： １．０〜３．０ ％ 、 ｓｏｌ、 Ａｌ：
０．１０％以下を含有し、さらにＮｂ ： ０．００
５〜０．１０％ 、Ｖ：ｏ、ｏ ｏ ｉ 〜ｏ、ｉ ｏ
％、 Ｔｉ ： ０．０１〜０．２％、Ｃｕ： ０．
０５〜０．５ ％ 、 Ｎｉ ： ０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ ： ０．０３〜
０．５％、およびＢ：０．０００５〜０．００５係から
なる強度改善元素群のうちの１種または２種以上を含有
し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成（以上
重量％）を有する鋼を、最終仕上温度がＡｒ３変態点以
上の温度となる条件にて熱間圧延した後、直ちに２０〜
ｂ ℃の温度範囲内の温度まで急冷し、ついで１５℃／ ｓ
ｅｅ以下の冷却速度で３５０℃以下の温度まで徐冷し、
コイルに巻取ることを特徴とする高延性を有する複合組
織型高張力熱延鋼板の製造法。 ４Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：３．０係以下。 Ｍｎ ： １．０〜３．０％ 、 ｓｏｂ、 Ａｌ：
０．１０％以下を含有し、さらにＣａ ： ０．００２
〜０．０１ ％ 、 Ｚｒ０．０１〜０．１０％、およ
び希土類元素：０．００２〜０．１０％からなる介在物
形状調整元素群のうちの１種または２種以上と、Ｎｂ：
０．００５〜０．１０係、Ｖ：０．００１〜０．１０係
、’ｌ’ｉ：０．０１〜０．２ ％ 、 Ｃｕ ： ０
．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５ ％ 、
Ｃｒ ： ０．０５〜Ｏ１５％ 、Ｍｏ ： ０．０３
〜０．５係、およびＢ：０．０００５〜０．００５係か
らなる強度改善元素群のうちの１種まだは２種以上ちを
含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成（
以上重量％）を有する鋼を、最終仕上温度がＡｒ３変態
点以上の温度となる条件にて熱間圧延した後、直ちに２
０〜ｂ 度で６５０〜４００℃の温度範囲内の温度まで急冷し、
ついで１５℃／ ｓｅｅ以下の冷却速度で３５０℃以下
の温度まで徐冷し、コイルに巻取ることを特徴とする高
延性を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3702780A JPS5934211B2 (ja) | 1980-03-24 | 1980-03-24 | 高延性を有する複合組識型高張力熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3702780A JPS5934211B2 (ja) | 1980-03-24 | 1980-03-24 | 高延性を有する複合組識型高張力熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56133418A JPS56133418A (en) | 1981-10-19 |
| JPS5934211B2 true JPS5934211B2 (ja) | 1984-08-21 |
Family
ID=12486153
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3702780A Expired JPS5934211B2 (ja) | 1980-03-24 | 1980-03-24 | 高延性を有する複合組識型高張力熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5934211B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0696742B2 (ja) * | 1987-10-29 | 1994-11-30 | 日本鋼管株式会社 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
-
1980
- 1980-03-24 JP JP3702780A patent/JPS5934211B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56133418A (en) | 1981-10-19 |
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