JPS60121225A - 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS60121225A JPS60121225A JP22853083A JP22853083A JPS60121225A JP S60121225 A JPS60121225 A JP S60121225A JP 22853083 A JP22853083 A JP 22853083A JP 22853083 A JP22853083 A JP 22853083A JP S60121225 A JPS60121225 A JP S60121225A
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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)
- 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】
本発明は加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法に係
り、引張強さが９０ｈｆ／−以上を有する高張力鋼板を
特殊な合金元素などを必要としないで熱延条件およびそ
れに続く冷却条件の適切な制御による組織の最適化を図
り熱延まで低コストに製造することのできる方法を提供
しようとするものである。
り、引張強さが９０ｈｆ／−以上を有する高張力鋼板を
特殊な合金元素などを必要としないで熱延条件およびそ
れに続く冷却条件の適切な制御による組織の最適化を図
り熱延まで低コストに製造することのできる方法を提供
しようとするものである。
自動車等の構造材として用いられる薄鋼板は、加工性、
溶接性その他多様な特性を必要とするものであるが、近
年、燃費や安全性のために鋼板の高強度化が強く要求さ
れている。
溶接性その他多様な特性を必要とするものであるが、近
年、燃費や安全性のために鋼板の高強度化が強く要求さ
れている。
即ちこの高度強化は、引張り強さＴＳ＝６０〜７〔ｄ／
−迄を主体とするものであるが、さらに高強度（ＴＳ≧
９０ Ｋｙｆ ／ｍｊ ）のような鋼板が要求されるこ
とも多い。ところで、このようにＴＳ＝９０〜１２０Ｋ
ｇｆ／−のグレードで加工性の高い高張力鋼板としては
、これまでにベイナイト鋼板、あるいはベイナイトとマ
ルテンサイトの２相、もしくはベイナイトとオーステナ
イトの２相から成る複合組織鋼板が開発されている。し
かしながら自動車用鋼板のような多量生産品の素材とし
ては、安価であることは必須条件でろり、加えて強度−
延性バランスのみならず、溶接性等その他の諸性質問の
釣合いも十分に考慮されなければならない。このような
観点から上記したような従来の鋼板を考察した場合には
、その製造方法として、熱延後、更に熱処理を必要とし
、或いは特殊な合金元素を多葉に必要とするため、何れ
にしても製造コストは割高なものとなり、更には炭素当
量が高くなるために溶接性の劣化を招いたりして、いず
れの鋼板も好ましいものではない。
−迄を主体とするものであるが、さらに高強度（ＴＳ≧
９０ Ｋｙｆ ／ｍｊ ）のような鋼板が要求されるこ
とも多い。ところで、このようにＴＳ＝９０〜１２０Ｋ
ｇｆ／−のグレードで加工性の高い高張力鋼板としては
、これまでにベイナイト鋼板、あるいはベイナイトとマ
ルテンサイトの２相、もしくはベイナイトとオーステナ
イトの２相から成る複合組織鋼板が開発されている。し
かしながら自動車用鋼板のような多量生産品の素材とし
ては、安価であることは必須条件でろり、加えて強度−
延性バランスのみならず、溶接性等その他の諸性質問の
釣合いも十分に考慮されなければならない。このような
観点から上記したような従来の鋼板を考察した場合には
、その製造方法として、熱延後、更に熱処理を必要とし
、或いは特殊な合金元素を多葉に必要とするため、何れ
にしても製造コストは割高なものとなり、更には炭素当
量が高くなるために溶接性の劣化を招いたりして、いず
れの鋼板も好ましいものではない。
本発明は、このような従来鋼板の有する欠点に鑑み、新
たに創案されたものである。即ち本発明によれば、特殊
な合金元素を必要とせず、熱延後の特定温度域における
圧下率及びその後の冷却の適正な制御を通しての組織の
最適化により、熱延まで加工性に優れた高張力鋼板を製
造し得るもので、溶接性の劣化を招くことなく、シかも
安価に製造できて、その経済性のみならず、近年増々高
まってきた省資源という社会的要求に対しても十分適合
し得るものでおる。
たに創案されたものである。即ち本発明によれば、特殊
な合金元素を必要とせず、熱延後の特定温度域における
圧下率及びその後の冷却の適正な制御を通しての組織の
最適化により、熱延まで加工性に優れた高張力鋼板を製
造し得るもので、溶接性の劣化を招くことなく、シかも
安価に製造できて、その経済性のみならず、近年増々高
まってきた省資源という社会的要求に対しても十分適合
し得るものでおる。
このような本発明について更に説明すると、本発明によ
るものはｗｔ％（以下単にチという）で、Ｃ： ０．０
８〜０．２５ ％、 Ｓｔ ： ０．５〜２．０％、
Ｍｎ ：１．５〜２．５チ、 ｓｏｌ、Ａ≦０．１０チ
、Ｎ≦０．００５０チ。
るものはｗｔ％（以下単にチという）で、Ｃ： ０．０
８〜０．２５ ％、 Ｓｔ ： ０．５〜２．０％、
Ｍｎ ：１．５〜２．５チ、 ｓｏｌ、Ａ≦０．１０チ
、Ｎ≦０．００５０チ。
Ｓ ＜ ０．００５ ％を含有し、残部をＦｅ及び不可
避的不純物より成る鋼を、熱間圧延に際して、Ａｒ３〜
（Ａｒ３＋４０℃）の温度範囲での累積圧下率を４５チ
以上とし、かつＡｒ３以上で圧延を終了した後、（Ａｒ
、−３０℃）〜（Ａｒｓ ９０℃）の温度範囲を５〜１
５秒の時間にて降温せしめ、続いて３０℃／秒以上の冷
却速度で２８０℃以下迄冷却し、その後これを巻き取る
ものであって、鋼板としては体積分率で２０チ〜８０チ
のフェライトと、残部が平均粒度１０μｍ以下のマルテ
ンサイト又はマルテンサイトとベイナイトよりなること
を特徴とする加工性に優れた引張強度９０〜ｆ／−以上
の高張力熱延鋼板の製造方法であり、又この場合におい
て、その対象鋼として更にＣｒ＜１．０％、Ｍｏｎｏ、
５チの何れか１種あるいは２種を含有するものを用いて
もよい。
避的不純物より成る鋼を、熱間圧延に際して、Ａｒ３〜
（Ａｒ３＋４０℃）の温度範囲での累積圧下率を４５チ
以上とし、かつＡｒ３以上で圧延を終了した後、（Ａｒ
、−３０℃）〜（Ａｒｓ ９０℃）の温度範囲を５〜１
５秒の時間にて降温せしめ、続いて３０℃／秒以上の冷
却速度で２８０℃以下迄冷却し、その後これを巻き取る
ものであって、鋼板としては体積分率で２０チ〜８０チ
のフェライトと、残部が平均粒度１０μｍ以下のマルテ
ンサイト又はマルテンサイトとベイナイトよりなること
を特徴とする加工性に優れた引張強度９０〜ｆ／−以上
の高張力熱延鋼板の製造方法であり、又この場合におい
て、その対象鋼として更にＣｒ＜１．０％、Ｍｏｎｏ、
５チの何れか１種あるいは２種を含有するものを用いて
もよい。
上述したような本発明における構成要件の限定理由につ
いて説明すると、まず成分に関する限定理由については
以下の通りである。
いて説明すると、まず成分に関する限定理由については
以下の通りである。
Ｃは、鋼の強化には不可欠の元素であり、かつ未変態オ
ーステナイトの焼入性を向上させ、組織内に適当量のマ
ルテンサイト、もしくはマルテンサイトとベイナイトを
混在させるために、最低０．０８％は必要である。一方
、０．２５％超のＣは、徒らに鋼を脆化させることのみ
ならず、溶接性を劣化させるため、上限として０．２５
チを設定した。
ーステナイトの焼入性を向上させ、組織内に適当量のマ
ルテンサイト、もしくはマルテンサイトとベイナイトを
混在させるために、最低０．０８％は必要である。一方
、０．２５％超のＣは、徒らに鋼を脆化させることのみ
ならず、溶接性を劣化させるため、上限として０．２５
チを設定した。
Ｓｌは、固溶体強化を通じてフェライトの強化に寄与す
るばかりでなく、熱間圧延後の冷却中における？エライ
トの析出を促進し、組織にフェライトを短時間の中に析
出せしめるのに好都合であり、又このフェライト析出を
通じて未変態オーステナイトへのＣの濃縮にも寄与する
元素である。即ち斯かる効果を発揮せしめるためには、
０．５％以上のＳｔが必要であるが、２．０％を超える
Ｓｉの含有は、前記した効果が飽和するばかりか、靭性
や溶接性、スケール性状の劣化を招くため、上限として
２．０チを設定した。
るばかりでなく、熱間圧延後の冷却中における？エライ
トの析出を促進し、組織にフェライトを短時間の中に析
出せしめるのに好都合であり、又このフェライト析出を
通じて未変態オーステナイトへのＣの濃縮にも寄与する
元素である。即ち斯かる効果を発揮せしめるためには、
０．５％以上のＳｔが必要であるが、２．０％を超える
Ｓｉの含有は、前記した効果が飽和するばかりか、靭性
や溶接性、スケール性状の劣化を招くため、上限として
２．０チを設定した。
Ｍｎは、鋼に焼入性を賦与する基本的な元素として重要
であり、本発明で規定した組織を形成し、強度の向上に
寄与する成分であって、１．５％未満ではその効果を期
待できないため、下限として１，５チを設定した。一方
２．５％を超えるＭｎの含有は、その効果が飽和するば
かりでなく、バンド状組織を形成し易くなって、溶接性
を劣化させる等、本発明の目的に反して材質に悪影響を
与えるようになるから、上限として２．５％を設定した
。
であり、本発明で規定した組織を形成し、強度の向上に
寄与する成分であって、１．５％未満ではその効果を期
待できないため、下限として１，５チを設定した。一方
２．５％を超えるＭｎの含有は、その効果が飽和するば
かりでなく、バンド状組織を形成し易くなって、溶接性
を劣化させる等、本発明の目的に反して材質に悪影響を
与えるようになるから、上限として２．５％を設定した
。
Ｓｏｌ、 Ｍについては、Ｍは脱酸剤として使用される
ものであるが、０．１０％を超えたＳｏｌ、Ａｌｔの添
加は、Ｓｏｌ、Ａｌの使用目的を飽和せしめるのみなら
ず、鋼の清浄度を悪化させ、加工性を劣化させるため、
ｓｏｌ、Ａｌ量の上限として０．１０チを設定した。
ものであるが、０．１０％を超えたＳｏｌ、Ａｌｔの添
加は、Ｓｏｌ、Ａｌの使用目的を飽和せしめるのみなら
ず、鋼の清浄度を悪化させ、加工性を劣化させるため、
ｓｏｌ、Ａｌ量の上限として０．１０チを設定した。
Ｎについては、多量のＮの含有は、加工性にとって好ま
しくないため、実質上悪影響を及はさない範囲として０
．００５０％をと限として設定した。
しくないため、実質上悪影響を及はさない範囲として０
．００５０％をと限として設定した。
更にＳは、ＭｎＳ等の介在物となるため、加工性に対し
て悪影響を与える元素でおるが、極端な低Ｓ化は、製鋼
コストの上昇を来たすため、実質上、加工性に対して悪
影響を及はさない範囲として０．００５％をその上限と
して設定した。
て悪影響を与える元素でおるが、極端な低Ｓ化は、製鋼
コストの上昇を来たすため、実質上、加工性に対して悪
影響を及はさない範囲として０．００５％をその上限と
して設定した。
Ｃｒ及びＭｏは、鋼の焼入性を高め基本発明で規定した
組織形成に対し有効に働き、強度上昇に寄与するため、
必要に応じて添加含有されるものであるが、必要量以上
の添加は、コストの上昇のみならず、溶接性の劣化等の
悪影響を及ぼすため、それらが最大の効果を発揮する範
囲として各々そのと限として、１．０チ、０．５％を設
定した。
組織形成に対し有効に働き、強度上昇に寄与するため、
必要に応じて添加含有されるものであるが、必要量以上
の添加は、コストの上昇のみならず、溶接性の劣化等の
悪影響を及ぼすため、それらが最大の効果を発揮する範
囲として各々そのと限として、１．０チ、０．５％を設
定した。
次に本発明により得られる鋼板は、その組織を、体積分
率で２０〜８０係のフェライトと、残部が平均粒径１０
μｍ以下のマルテンサイト又はマルテンサイトとベイナ
イトから成るものであるが、その理由は以下の通りであ
る。
率で２０〜８０係のフェライトと、残部が平均粒径１０
μｍ以下のマルテンサイト又はマルテンサイトとベイナ
イトから成るものであるが、その理由は以下の通りであ
る。
即ち第１図は、本発明を満足する成分鋼である鋼Ａ〜Ｇ
（後述する実施例の第１表）を用いて１２００℃に加熱
後、通常の熱間圧延の工程（粗圧延彼仕１圧延機にて６
パスで仕上圧延終了）にて圧延するに際し、仕上温度を
Ａｒｓ＋２０℃とし、最終パスでの圧下率５５％で圧延
を行ない、その後種々の冷却パターンを採り、フェライ
トの析出量を変化させた後、未変態オーステナイトをマ
ルテンサイト又はマルテンサイトとベイナイトに変態さ
せるべく８０℃／秒の冷却速度で１００℃迄急冷し、そ
の後コイルに巻き取った時の、熱延板のフェライトの体
積分率と引張試験値として、引張り強さくＴＳ）、伸び
（Ｅｌ）及びＴＳＸＥＩの関係を示したものである。同
、フェライト以外の第２相は、上記の如く、マルテンサ
イト又は一部ペイナイトの混入したマルテンサイトとベ
イナイトであり、それらの平均粒径は多少のばらつきは
あるものの、およそ６μｍ内外である。然してこの第１
図によれば鋼種により多少の差は生ずるものの、フェラ
イト弓体積分率２０〜８０％のときに、ＴＳ≧９０Ｋｆ
ｆ／Ｉｌｊ。
（後述する実施例の第１表）を用いて１２００℃に加熱
後、通常の熱間圧延の工程（粗圧延彼仕１圧延機にて６
パスで仕上圧延終了）にて圧延するに際し、仕上温度を
Ａｒｓ＋２０℃とし、最終パスでの圧下率５５％で圧延
を行ない、その後種々の冷却パターンを採り、フェライ
トの析出量を変化させた後、未変態オーステナイトをマ
ルテンサイト又はマルテンサイトとベイナイトに変態さ
せるべく８０℃／秒の冷却速度で１００℃迄急冷し、そ
の後コイルに巻き取った時の、熱延板のフェライトの体
積分率と引張試験値として、引張り強さくＴＳ）、伸び
（Ｅｌ）及びＴＳＸＥＩの関係を示したものである。同
、フェライト以外の第２相は、上記の如く、マルテンサ
イト又は一部ペイナイトの混入したマルテンサイトとベ
イナイトであり、それらの平均粒径は多少のばらつきは
あるものの、およそ６μｍ内外である。然してこの第１
図によれば鋼種により多少の差は生ずるものの、フェラ
イト弓体積分率２０〜８０％のときに、ＴＳ≧９０Ｋｆ
ｆ／Ｉｌｊ。
１１≧１０チ及びＴＳＸＥ１＝２０００〜２２００に９
ｆ／ｆｆ・％と高強度でかつ良好な伸びを示し、優れた
強度−延性バランスを有することが判る。フェライトの
体積分率が２０チ未満の場合には、第２相の平均粒度は
約６μｍと本発明の範囲内でらるにもかかわらず、ＴＳ
≧１１ｏＫｇｆ／−と ′高強度を示してもＥｌは著し
く劣化するためにＴＳＸＥＩ値も極端に低下している。
ｆ／ｆｆ・％と高強度でかつ良好な伸びを示し、優れた
強度−延性バランスを有することが判る。フェライトの
体積分率が２０チ未満の場合には、第２相の平均粒度は
約６μｍと本発明の範囲内でらるにもかかわらず、ＴＳ
≧１１ｏＫｇｆ／−と ′高強度を示してもＥｌは著し
く劣化するためにＴＳＸＥＩ値も極端に低下している。
逆にフェライトの体積分率が８０チ超では、強度の低下
に比べて伸びの増加は小さいものであるから、その結果
としてＴＳＸＥＩ値もまた著しい低下を来たしている。
に比べて伸びの増加は小さいものであるから、その結果
としてＴＳＸＥＩ値もまた著しい低下を来たしている。
これらのことから明らかなように、フェライトの体積分
率としては、２０〜８０チが適当であり、本発明におい
てはその組織要件としてフェライトの体積分率について
は２０〜８０％と規定した。
率としては、２０〜８０チが適当であり、本発明におい
てはその組織要件としてフェライトの体積分率について
は２０〜８０％と規定した。
又本発明においてはマルテンサイト又は一部ペイナイト
の混入したマルテンサイトとベイナイトからなる第２相
の平均粒径１０μｍ以下と規定したが、これは以下の理
由によるものである。
の混入したマルテンサイトとベイナイトからなる第２相
の平均粒径１０μｍ以下と規定したが、これは以下の理
由によるものである。
即ち第２図は、前述した鋼Ａを用いて、１２００℃に加
熱後、仕と温度７９５℃（’：Ａｒ３＋２０℃：この７
９５℃は鋼ＡのほぼＡｒＢ＋２０℃に相当する。以下同
じ。）で、前記したように通常の熱間圧延の工程により
圧延パススケジュールを種々に変えて圧延後、７４５℃
（Ａｒ３−３０℃）〜６８５℃（Ａｒｓ−９０℃）の温
度範囲を１０秒間で降温せしめ、続いて８０℃／ｓｅｅ
の冷却速度で１００ｕまで急冷し、その後コイルに巻き
取った時の熱延板の第２相（マルテンサイトまたは一部
ペイナイトの混入したマルテンサイト士ベイナイトより
成る）の平均粒径とＴＳＸＥＩの関係を示したものであ
って、なお、この場合のフェライトの体積分率は、多少
のばらつきはあるものの、およそ６０チ内外でおった。
熱後、仕と温度７９５℃（’：Ａｒ３＋２０℃：この７
９５℃は鋼ＡのほぼＡｒＢ＋２０℃に相当する。以下同
じ。）で、前記したように通常の熱間圧延の工程により
圧延パススケジュールを種々に変えて圧延後、７４５℃
（Ａｒ３−３０℃）〜６８５℃（Ａｒｓ−９０℃）の温
度範囲を１０秒間で降温せしめ、続いて８０℃／ｓｅｅ
の冷却速度で１００ｕまで急冷し、その後コイルに巻き
取った時の熱延板の第２相（マルテンサイトまたは一部
ペイナイトの混入したマルテンサイト士ベイナイトより
成る）の平均粒径とＴＳＸＥＩの関係を示したものであ
って、なお、この場合のフェライトの体積分率は、多少
のばらつきはあるものの、およそ６０チ内外でおった。
つまりこのような第２図より明らかなように、第２相の
平均粒径が１０μｍ以下のときに、すぐれたＴＳＸＥＩ
値が得られ、逆に第２相の平均粒径が１０μｍ超になる
と、フェライトの体積分率が６０チと本発明の範囲であ
るにもかかわらず、ＴＳＸＥＩ値は著しく低下する１、
従って強度−延性バランスを重視する本発明鋼において
は、第２相の平均粒径は１０μｍ以下とすることが必要
である。
平均粒径が１０μｍ以下のときに、すぐれたＴＳＸＥＩ
値が得られ、逆に第２相の平均粒径が１０μｍ超になる
と、フェライトの体積分率が６０チと本発明の範囲であ
るにもかかわらず、ＴＳＸＥＩ値は著しく低下する１、
従って強度−延性バランスを重視する本発明鋼において
は、第２相の平均粒径は１０μｍ以下とすることが必要
である。
以上が本発明における組織の構成要件の限定理由でおる
が、更に本発明による省資源型高張力鋼板の製造方法に
おける熱延条件の限定理由について述べると以下の如く
である。
が、更に本発明による省資源型高張力鋼板の製造方法に
おける熱延条件の限定理由について述べると以下の如く
である。
本発明においては、上述の如き成分を有する鋼を、Ａｒ
ｌ〜Ａｒｓ＋４０℃の温度範囲での累積圧下率を４５％
以上、かつＡｒ３以とで圧延終了する、という条件によ
って熱間圧延を行うのであるが、これは以下の理由によ
る。即ち、圧延をＡｒ８以上で終了する、という条件に
ついては、圧延がＡｒ３以下にわたるときは、Ａｒ３以
下で析出したフェライトが未再結晶の加工組織となり、
延性の著しい低下を招くためでアリ、圧延はＡｒ３以上
、換言すれはオーステナイト域で終了しなければならな
い。次に、Ａｒ３〜Ａｒｓ＋４０℃の温度範囲での累積
圧下率を４５％以上とする、という条件に関しては、本
発明における組織の構成要件の１つでめる、マルテンサ
イトまたは一部ペイナイトの混入したマルテンサイト士
ベイナイトより成る第２相の平均粒径１ｏμｍ以下とい
う条件を満たすためのものである。即ち、本発明は圧延
終了後に、続く冷却中に適当量のフェライトを析出せし
めた後、残存した未変態オーステナイトを急冷して、マ
ルテンサイトマたは一部ペイナイトの混在したマルテン
サイト士ベイナイトより成る第２相とするのであるが、
かかる変態機構によって生成する第２相を細粒化するに
は、母相であるオーステナイトの細粒化は勿論のこと、
オーステナイトの変形帯密度を十分に高め、オーステナ
イト粒界のみならず粒内にもフェライトを多数核生成せ
しめ、フェライトによる母相たる未変態オーステナイト
を細分割化することが必要である。しかるに、（Ａ ｒ
３〜Ａ ｒ３ ＋４０ ’Ｃ）の温度範囲での累積圧下
率が４５チ未満では、母相オーステナイトの細粒化が十
分起らないのみが、オーステナイト粒内に導入される変
形帯の密度も低く、そのためフェライトの核生成５ｉｔ
ｅとなる粒界、変形帯が不足し、核生成頻度が少なくて
、最終組織の微細化が十分達成されない。このことから
、第２相の平均粒径は１０μｍ以下とはならない。よっ
て、累積圧下率としては、４５チ以ととする必要がある
。
ｌ〜Ａｒｓ＋４０℃の温度範囲での累積圧下率を４５％
以上、かつＡｒ３以とで圧延終了する、という条件によ
って熱間圧延を行うのであるが、これは以下の理由によ
る。即ち、圧延をＡｒ８以上で終了する、という条件に
ついては、圧延がＡｒ３以下にわたるときは、Ａｒ３以
下で析出したフェライトが未再結晶の加工組織となり、
延性の著しい低下を招くためでアリ、圧延はＡｒ３以上
、換言すれはオーステナイト域で終了しなければならな
い。次に、Ａｒ３〜Ａｒｓ＋４０℃の温度範囲での累積
圧下率を４５％以上とする、という条件に関しては、本
発明における組織の構成要件の１つでめる、マルテンサ
イトまたは一部ペイナイトの混入したマルテンサイト士
ベイナイトより成る第２相の平均粒径１ｏμｍ以下とい
う条件を満たすためのものである。即ち、本発明は圧延
終了後に、続く冷却中に適当量のフェライトを析出せし
めた後、残存した未変態オーステナイトを急冷して、マ
ルテンサイトマたは一部ペイナイトの混在したマルテン
サイト士ベイナイトより成る第２相とするのであるが、
かかる変態機構によって生成する第２相を細粒化するに
は、母相であるオーステナイトの細粒化は勿論のこと、
オーステナイトの変形帯密度を十分に高め、オーステナ
イト粒界のみならず粒内にもフェライトを多数核生成せ
しめ、フェライトによる母相たる未変態オーステナイト
を細分割化することが必要である。しかるに、（Ａ ｒ
３〜Ａ ｒ３ ＋４０ ’Ｃ）の温度範囲での累積圧下
率が４５チ未満では、母相オーステナイトの細粒化が十
分起らないのみが、オーステナイト粒内に導入される変
形帯の密度も低く、そのためフェライトの核生成５ｉｔ
ｅとなる粒界、変形帯が不足し、核生成頻度が少なくて
、最終組織の微細化が十分達成されない。このことから
、第２相の平均粒径は１０μｍ以下とはならない。よっ
て、累積圧下率としては、４５チ以ととする必要がある
。
また、たとえ累積圧下率が４５チ以とであっても、その
仕北漢度がＡｒＢ＋２０℃超の高温ではフェライト変態
迄に、再結晶やその後の粒成長、あるいは又、加工歪み
の解放などがあるため、微細組織への変態が起こらず、
やはり第２相の微細化は達成し難い。即ちこのような理
由により、仕上温度範囲はＡｒ３〜Ａｒｇ−１−４０℃
に限定した。
仕北漢度がＡｒＢ＋２０℃超の高温ではフェライト変態
迄に、再結晶やその後の粒成長、あるいは又、加工歪み
の解放などがあるため、微細組織への変態が起こらず、
やはり第２相の微細化は達成し難い。即ちこのような理
由により、仕上温度範囲はＡｒ３〜Ａｒｇ−１−４０℃
に限定した。
上記のような条件のもとて熱間圧延を終了した後、続い
てＡｒａ、３０℃〜Ａ ｒ３−９０℃の温度範囲を５〜
１５秒間にて降温することが必要であるが、これは本発
明のような熱延ラインにおけるが如き時間的に限られた
プロセス中で体積分率２０〜８０ｑ６のフェライトを安
定かつ迅速に析出せしめるだめの条件でるる。
てＡｒａ、３０℃〜Ａ ｒ３−９０℃の温度範囲を５〜
１５秒間にて降温することが必要であるが、これは本発
明のような熱延ラインにおけるが如き時間的に限られた
プロセス中で体積分率２０〜８０ｑ６のフェライトを安
定かつ迅速に析出せしめるだめの条件でるる。
ところで、一般にフェライトの析出曲線はカーブ状であ
るため、第３図に模式的に示したように、フェライトの
安定かつ迅速な析出に対しては、最適の温度範囲が存在
する。即ち、仕上圧延後、続く冷却をパターンＡのよう
な高温域もしくはパターンＢのような低温域で行なった
場合、フェライトの析出は著しく遅滞し、かつ温度の僅
かな変動によっても析出量は大きく変化するため、到底
フェライトの迅速かつ安定的な析出は達成し得ない。
るため、第３図に模式的に示したように、フェライトの
安定かつ迅速な析出に対しては、最適の温度範囲が存在
する。即ち、仕上圧延後、続く冷却をパターンＡのよう
な高温域もしくはパターンＢのような低温域で行なった
場合、フェライトの析出は著しく遅滞し、かつ温度の僅
かな変動によっても析出量は大きく変化するため、到底
フェライトの迅速かつ安定的な析出は達成し得ない。
これらに対しパターンＣのような中間の温度域、換言す
るならばフェライト変態曲線のノーズ（鼻）近傍の温度
域で冷却を行なった場合にのみ、迅速かつ安定的な析出
を達成し得るので多る。このような状況にある温度範囲
が、本発明における成分で、かつ仕上熱延条件を本発明
規定条件内に採った場合、上限がＡｒｓ ３０℃でおり
、下限はＡｒ３−９０℃に相当する。このことから、仕
上圧延後、続くフェライトの析出のための降温過程の温
度範囲を（Ａｒ３−３０℃） 〜（Ａｒ、−９０℃）と
規定したものである。
るならばフェライト変態曲線のノーズ（鼻）近傍の温度
域で冷却を行なった場合にのみ、迅速かつ安定的な析出
を達成し得るので多る。このような状況にある温度範囲
が、本発明における成分で、かつ仕上熱延条件を本発明
規定条件内に採った場合、上限がＡｒｓ ３０℃でおり
、下限はＡｒ３−９０℃に相当する。このことから、仕
上圧延後、続くフェライトの析出のための降温過程の温
度範囲を（Ａｒ３−３０℃） 〜（Ａｒ、−９０℃）と
規定したものである。
次に冷却時間については、５〜１５秒と規定しているが
、これは冷却時間が５秒未満と短か過ぎる場合は、例え
温度範囲が（Ａｒ３−３０℃）〜（Ａｒ３−９０℃）と
適当なものであっても、フェライトが２０チ以上析出し
ないためであり、一方１５秒超の冷却時間ではパーライ
トが生成するため本発明で規定した適切な組織が達成さ
れず、延性の急激な低下を招く。
、これは冷却時間が５秒未満と短か過ぎる場合は、例え
温度範囲が（Ａｒ３−３０℃）〜（Ａｒ３−９０℃）と
適当なものであっても、フェライトが２０チ以上析出し
ないためであり、一方１５秒超の冷却時間ではパーライ
トが生成するため本発明で規定した適切な組織が達成さ
れず、延性の急激な低下を招く。
即ちこれらのことから、冷却時間としては５〜１５秒と
規定したものである。同衾の為に申し、添えればＡｒ３
−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度範囲を５〜１５秒間に
て降温せしめるとは、以上の説明から明らかなように文
字通り当該温度範囲を当該時間で降温させる場合のみを
意味するものではない。本発明のいうところはオーステ
ナイトリフエライト変態が急速に進行する、ＡｒＢ−３
０℃〜Ａ ｒＢ −９０℃の温度範囲に、本発明で規定
する組成を有する熱間圧延後の鋼板が、５〜１５秒存在
すればオーステナイトから体積分率にして２０ν８０％
のフェライトが析出する、とするものである。従ってこ
の温度域内のおる温度（成る特定の温度に限定するもの
ではない）に、ここで規定する時間鋼板を保持してもよ
いし、降温せしめるのではなく、昇温させりつこの温度
域における鋼板の滞在時間を規定時間採ってもよいこと
は明白であろう。本発明で降温せしめとしたのは、熱間
圧延後の鋼板がとる一般的熱履歴は降温行程でおること
によるものであって、本発明が主として目積しているも
のも降温行程ではあるが、発明の範囲として、これのみ
に限られるものではないことは云うまでもない。
規定したものである。同衾の為に申し、添えればＡｒ３
−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度範囲を５〜１５秒間に
て降温せしめるとは、以上の説明から明らかなように文
字通り当該温度範囲を当該時間で降温させる場合のみを
意味するものではない。本発明のいうところはオーステ
ナイトリフエライト変態が急速に進行する、ＡｒＢ−３
０℃〜Ａ ｒＢ −９０℃の温度範囲に、本発明で規定
する組成を有する熱間圧延後の鋼板が、５〜１５秒存在
すればオーステナイトから体積分率にして２０ν８０％
のフェライトが析出する、とするものである。従ってこ
の温度域内のおる温度（成る特定の温度に限定するもの
ではない）に、ここで規定する時間鋼板を保持してもよ
いし、降温せしめるのではなく、昇温させりつこの温度
域における鋼板の滞在時間を規定時間採ってもよいこと
は明白であろう。本発明で降温せしめとしたのは、熱間
圧延後の鋼板がとる一般的熱履歴は降温行程でおること
によるものであって、本発明が主として目積しているも
のも降温行程ではあるが、発明の範囲として、これのみ
に限られるものではないことは云うまでもない。
このようにして、フェライトを適当量析出せしめるため
の降温過程を経た後、続いて３０℃／秒以上の冷却速度
で２８０℃以下迄冷却され、然る後コイルに巻き取られ
るのであるが、ここで冷却速度を３０℃／秒以上と規定
したのは、それ未満の冷却速度では本発明の成分範囲で
は未変態オーステナイトのマルテンサイト化が十分に起
こらず、本発明でいうような組織の適正化がなされない
ためである。
の降温過程を経た後、続いて３０℃／秒以上の冷却速度
で２８０℃以下迄冷却され、然る後コイルに巻き取られ
るのであるが、ここで冷却速度を３０℃／秒以上と規定
したのは、それ未満の冷却速度では本発明の成分範囲で
は未変態オーステナイトのマルテンサイト化が十分に起
こらず、本発明でいうような組織の適正化がなされない
ためである。
又、急冷終了温度を２８０℃以下としたのは、生成した
第２相であるマルテンサイト（又はベイナイト）が、巻
き取り後の徐冷中に焼戻し効果によって低強度とならな
いようにするためであり、さらには２８０℃以下の温度
で巻き取ることによって、高い延性（Ｅｌ値等）などに
加え、概略０．６５以下の低い降伏比（ＹＲ）も同時に
達成されるという特徴も有するからである。
第２相であるマルテンサイト（又はベイナイト）が、巻
き取り後の徐冷中に焼戻し効果によって低強度とならな
いようにするためであり、さらには２８０℃以下の温度
で巻き取ることによって、高い延性（Ｅｌ値等）などに
加え、概略０．６５以下の低い降伏比（ＹＲ）も同時に
達成されるという特徴も有するからである。
以上、本発明法の製造方法として、熱延条件及びその後
の冷却条件について述べてきたが、本発明法においては
、圧延終了後ｒＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度
範囲を５〜１５秒の時間にて降温するｊ際の「仕と温度
からＡｒ３−３０℃へ至る過程での冷却速度」及びｒＡ
ｒ３−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度範囲を５〜１５秒
の時間にて降温する」際の冷却パターンについては特別
に規定するものではない。これはｒＡｒ３−３０℃〜Ａ
ｒ３−９０℃の温度範囲を５〜１５秒の時間にて降温」
さえすれば、「仕上温度からＡｒ３ ３０℃へ至る過程
での冷却速度」及び「降温中の冷却パターン」に係わら
ず、本発明を構成する組−要件の１つである、最終組織
での２０〜８０％のフェライトを確保できるためである
。従って、最終組織でのフェライトの体積分率が２０〜
８０チになるならば「仕上温度からＡｒ３ ａｏ℃へ至
る過程での冷却速度」あるいは、「降温中の冷却パター
ン」は任意で良い。例えば、熱延ライン長に余裕がられ
ば、［仕上温度からＡｒ８−３０℃へ至る過程での冷却
速度」は空冷程度でも良く、逆に熱延ライン長に余裕が
なければ１００℃／秒程度の急冷でもよい。同様に、「
降温中の冷却パターン」も熱延ライン長に余裕があれば
、恒温保持のようなパターンを採用しても何等の問題は
ない。
の冷却条件について述べてきたが、本発明法においては
、圧延終了後ｒＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度
範囲を５〜１５秒の時間にて降温するｊ際の「仕と温度
からＡｒ３−３０℃へ至る過程での冷却速度」及びｒＡ
ｒ３−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度範囲を５〜１５秒
の時間にて降温する」際の冷却パターンについては特別
に規定するものではない。これはｒＡｒ３−３０℃〜Ａ
ｒ３−９０℃の温度範囲を５〜１５秒の時間にて降温」
さえすれば、「仕上温度からＡｒ３ ３０℃へ至る過程
での冷却速度」及び「降温中の冷却パターン」に係わら
ず、本発明を構成する組−要件の１つである、最終組織
での２０〜８０％のフェライトを確保できるためである
。従って、最終組織でのフェライトの体積分率が２０〜
８０チになるならば「仕上温度からＡｒ３ ａｏ℃へ至
る過程での冷却速度」あるいは、「降温中の冷却パター
ン」は任意で良い。例えば、熱延ライン長に余裕がられ
ば、［仕上温度からＡｒ８−３０℃へ至る過程での冷却
速度」は空冷程度でも良く、逆に熱延ライン長に余裕が
なければ１００℃／秒程度の急冷でもよい。同様に、「
降温中の冷却パターン」も熱延ライン長に余裕があれば
、恒温保持のようなパターンを採用しても何等の問題は
ない。
本発明によるものの具体的な実施例について述べると以
下の如くである。
下の如くである。
即ち本発明者等は次の第１表に示すような化学成分を有
する１１種の鋼を溶製した。鋼Ａ−Ｇは本発明を満足す
る成分鋼でアリ、又鋼Ｈ−には比較鋼である。
する１１種の鋼を溶製した。鋼Ａ−Ｇは本発明を満足す
る成分鋼でアリ、又鋼Ｈ−には比較鋼である。
然して上記したような各鋼と溶製後、通常の熱間圧延の
工程において、以下に示すように、熱延条件及びその後
の冷却条件を種々に変えて、板厚２．３ ｍ迄圧延した
。得られた熱延板の機械的性質を得るために、組織観察
ならびにフェライトの体積分率の測定を行なった。なお
、引張り試験片の形状は総て、ケージ長さ５０闘のＪＩ
ＳＳ号引張り試験片である。
工程において、以下に示すように、熱延条件及びその後
の冷却条件を種々に変えて、板厚２．３ ｍ迄圧延した
。得られた熱延板の機械的性質を得るために、組織観察
ならびにフェライトの体積分率の測定を行なった。なお
、引張り試験片の形状は総て、ケージ長さ５０闘のＪＩ
ＳＳ号引張り試験片である。
実施例１
と記した第１表の鋼Ａ〜Ｋを１２００℃に加熱後、各々
の鋼についてのＡｒｃに対してＡｒａ＋２０℃〜Ａｒｓ
＋４０℃の温度範囲での累積圧下率６０チとし、仕上温
度Ａｒｓ＋２０℃なる条件で圧延を行ない、その後Ａｒ
３３０℃の温度まで１２０℃／秒の冷却速度で急冷しＡ
ｒＢ−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度範囲を１０秒間に
て冷却し、続いて１００℃／秒の冷却速度で１００℃迄
冷却し、コイルに巻き取った際の熱延板の組織中のフェ
ライトの体積分率、第２相の種類及びその平均粒径と引
張り試験値を示したものが次の第２表であり、又その際
の熱履歴を参考迄に第４図に示す。なお、第２表中のＶ
ｆαはフェライトの体積分率をチで表わしたものであり
、■は第２相の平均粒径をμｍで表わしだものを各々示
している。
の鋼についてのＡｒｃに対してＡｒａ＋２０℃〜Ａｒｓ
＋４０℃の温度範囲での累積圧下率６０チとし、仕上温
度Ａｒｓ＋２０℃なる条件で圧延を行ない、その後Ａｒ
３３０℃の温度まで１２０℃／秒の冷却速度で急冷しＡ
ｒＢ−３０℃〜Ａｒ３−９０℃の温度範囲を１０秒間に
て冷却し、続いて１００℃／秒の冷却速度で１００℃迄
冷却し、コイルに巻き取った際の熱延板の組織中のフェ
ライトの体積分率、第２相の種類及びその平均粒径と引
張り試験値を示したものが次の第２表であり、又その際
の熱履歴を参考迄に第４図に示す。なお、第２表中のＶ
ｆαはフェライトの体積分率をチで表わしたものであり
、■は第２相の平均粒径をμｍで表わしだものを各々示
している。
すなわち本発明鋼である鋼Ａ−Ｇは、体積分率で２０〜
８０チのフェライトと残部平均粒度１０μｍ以下のマル
テンサイトよりなる複合組織を呈しており、ＴＳ≧９ｏ
ｈｆ／−と高強度であって、かつＴＳＸＥｌも２０００
以とと優れたＴＳ−Ｅｌバランスを有している。これに
対して比較鋼の鋼Ｈ−にの場合には、熱延条件が本発明
の要件を満たすものであるにもかかわらず、成分が本発
明において規定していて範囲を外れるためＴＳＸＥｌ値
が概略１０００〜１７００と低（ＴＳ−Ｅｌバランスで
劣っている。
８０チのフェライトと残部平均粒度１０μｍ以下のマル
テンサイトよりなる複合組織を呈しており、ＴＳ≧９ｏ
ｈｆ／−と高強度であって、かつＴＳＸＥｌも２０００
以とと優れたＴＳ−Ｅｌバランスを有している。これに
対して比較鋼の鋼Ｈ−にの場合には、熱延条件が本発明
の要件を満たすものであるにもかかわらず、成分が本発
明において規定していて範囲を外れるためＴＳＸＥｌ値
が概略１０００〜１７００と低（ＴＳ−Ｅｌバランスで
劣っている。
すなわち鋼Ｈは、Ｃが低過ぎるために組織はほぼ本発明
で規定する要件を満たしているが、ＴＳが約７７ｋｆ／
−と低く、かつＴＳＸＥＩも１７００と低い。逆にＣの
高過ぎる鋼重では、組織はほぼ本発明の範囲内でありＴ
Ｓは１２０Ｋｙｆ／ｌｄ８度と高強度であるが、Ｅｌは
７．６％と延性に乏しく ＴＳＸＥＩも１１００と低い
。又鋼Ｊは、Ｓｉが０．２俤と低過ぎる場合であるが、
このようにＳｔが低過ぎると、フェライトの生成が十分
でなく、組織中のフェライト体積分率を２０％以上確保
できず、又第２相の平均粒径も、フェライト析出による
オーステナイトの細気断化が不十分な為およそ２０μｍ
と大きく、組織の適正化がなされないだめ、高強度なが
らもＴＳＸＥＩ：１０００とＴＳ−Ｅｌ ハラ７スが著
しく低い。
で規定する要件を満たしているが、ＴＳが約７７ｋｆ／
−と低く、かつＴＳＸＥＩも１７００と低い。逆にＣの
高過ぎる鋼重では、組織はほぼ本発明の範囲内でありＴ
Ｓは１２０Ｋｙｆ／ｌｄ８度と高強度であるが、Ｅｌは
７．６％と延性に乏しく ＴＳＸＥＩも１１００と低い
。又鋼Ｊは、Ｓｉが０．２俤と低過ぎる場合であるが、
このようにＳｔが低過ぎると、フェライトの生成が十分
でなく、組織中のフェライト体積分率を２０％以上確保
できず、又第２相の平均粒径も、フェライト析出による
オーステナイトの細気断化が不十分な為およそ２０μｍ
と大きく、組織の適正化がなされないだめ、高強度なが
らもＴＳＸＥＩ：１０００とＴＳ−Ｅｌ ハラ７スが著
しく低い。
鋼には、Ｍｎが所定量以下であるため、フェライト量は
７４％であるものの、急冷前の未変態オーステナイトの
焼入性が同不足しており、最終組織の第２相はマルテン
サイトではなく、大半ベイナイトになっている。つまり
組織の適正化がなされておらず、ＴＳ＝７８Ｋｑｆ／−
と強度不足のうえ、ＴＳＸＥＩもおよそ１４５ （１度
とＴＳ−Ｅｌバランスが悪い。
７４％であるものの、急冷前の未変態オーステナイトの
焼入性が同不足しており、最終組織の第２相はマルテン
サイトではなく、大半ベイナイトになっている。つまり
組織の適正化がなされておらず、ＴＳ＝７８Ｋｑｆ／−
と強度不足のうえ、ＴＳＸＥＩもおよそ１４５ （１度
とＴＳ−Ｅｌバランスが悪い。
実施例２
前記した第１表の鋼Ａを用いて第５図のような熱サイク
ルを採った。すなわち、鋼を１２００℃に加熱後、通常
の熱間圧延の工程においてＡｒ３〜Ａｒｓ＋４０℃の温
度範囲での累積圧下率を愚々変え、かつ種々の仕旧温度
で厚さ２．３ ｍｍ迄圧延した後、Ｔ１℃迄は１２０℃
／秒の冷却速度で冷却しＴ１℃〜Ｔ２℃の温度範囲を３
秒間にて冷却し、続いて種々の冷却速度でＴ、迄冷却し
た後、コイルに巻き取った。実施した熱サイクル条件と
そのときの熱延板の組織中のフェライトの体積分率、第
２相の種類、及びその平均粒径と、引張り試験値を第３
表に示す。なお表中の仕上温度ＦＴ、 Ｔ、 、 Ｔ２
．の欄の０内は鋼ＡのＡｒ３変態点（＝７７５℃）を基
準とした温度である。
ルを採った。すなわち、鋼を１２００℃に加熱後、通常
の熱間圧延の工程においてＡｒ３〜Ａｒｓ＋４０℃の温
度範囲での累積圧下率を愚々変え、かつ種々の仕旧温度
で厚さ２．３ ｍｍ迄圧延した後、Ｔ１℃迄は１２０℃
／秒の冷却速度で冷却しＴ１℃〜Ｔ２℃の温度範囲を３
秒間にて冷却し、続いて種々の冷却速度でＴ、迄冷却し
た後、コイルに巻き取った。実施した熱サイクル条件と
そのときの熱延板の組織中のフェライトの体積分率、第
２相の種類、及びその平均粒径と、引張り試験値を第３
表に示す。なお表中の仕上温度ＦＴ、 Ｔ、 、 Ｔ２
．の欄の０内は鋼ＡのＡｒ３変態点（＝７７５℃）を基
準とした温度である。
すなわち本発明材であるＡ−１，Ａ−３゜Ａ−６，Ａ−
８，Ａ−１０材は、倒れも本発明で規定した如く、体積
分率で２０〜８０チフエライトと残部が平均粒径１０μ
ｍ以下のマルテンサイトよりなる複合組織を呈しており
、ＴＳ≧９０Ｋｆｆ／−と高強度であッテ、かツＴＳＸ
ＥＩも２０００以上と優れたＴＳ−Ｅｌバランスを有し
ている。一方、比較材であるＡ−２はＡｒ３〜Ａｒａ＋
４Ｑ℃の累積圧下率が２０チと少さく、第２相のマルテ
ンサイトの平均粒径は、１６．７μｍ と粗大になって
おり、又Ａ−４，Ａ−５は、フェライトの析出処理に対
応する中間降温過程での温度が、各々Ａｒ３−５℃〜Ａ
ｒ３−２５℃、Ａｒｓ ８５℃〜Ａｒ３−１２５℃
と高温過ぎ、もしくは低温過ぎて、フェライトが２０チ
以上析出されていない。特に、Ａ−５材は中間温度が低
過ぎるケースでおって、降温中にフェライトの他にベイ
ナイトが析出し、第２相はベイナイトが主体となってお
り、そのブロック状的形成から低延性である。
８，Ａ−１０材は、倒れも本発明で規定した如く、体積
分率で２０〜８０チフエライトと残部が平均粒径１０μ
ｍ以下のマルテンサイトよりなる複合組織を呈しており
、ＴＳ≧９０Ｋｆｆ／−と高強度であッテ、かツＴＳＸ
ＥＩも２０００以上と優れたＴＳ−Ｅｌバランスを有し
ている。一方、比較材であるＡ−２はＡｒ３〜Ａｒａ＋
４Ｑ℃の累積圧下率が２０チと少さく、第２相のマルテ
ンサイトの平均粒径は、１６．７μｍ と粗大になって
おり、又Ａ−４，Ａ−５は、フェライトの析出処理に対
応する中間降温過程での温度が、各々Ａｒ３−５℃〜Ａ
ｒ３−２５℃、Ａｒｓ ８５℃〜Ａｒ３−１２５℃
と高温過ぎ、もしくは低温過ぎて、フェライトが２０チ
以上析出されていない。特に、Ａ−５材は中間温度が低
過ぎるケースでおって、降温中にフェライトの他にベイ
ナイトが析出し、第２相はベイナイトが主体となってお
り、そのブロック状的形成から低延性である。
フェライトの析出処理に対応する中間降温過程の時間ｔ
の短か過きるＡ−７材はフェライトが１４％しか析出し
ていない。Ａ−４゜Ａ−５，Ａ−７各相はフェライト析
出が、少ないためフェライト析出に併う未変態オーステ
ナイトの細分断化が十分に行なわれず、第２相の粒度も
粗くなっている。Ａ−９材は、最終冷却速度が２０℃／
秒と遅過ぎるために、未変態オーステナイトがベイナイ
トに変態してしまい、第２相はベイナイトである。この
ように、比較材でらるＡ−２，Ａ−４，Ａ−５，Ａ−７
゜Ａ−９の各村は何れも、本発明でいう組織の適正化が
なされておらず、高強度ながらも、伸びが低くｚ ＴＳ
ＸＥＩも１１００〜１５００程度とＴＳ−Ｅｌバランス
が悪い。
の短か過きるＡ−７材はフェライトが１４％しか析出し
ていない。Ａ−４゜Ａ−５，Ａ−７各相はフェライト析
出が、少ないためフェライト析出に併う未変態オーステ
ナイトの細分断化が十分に行なわれず、第２相の粒度も
粗くなっている。Ａ−９材は、最終冷却速度が２０℃／
秒と遅過ぎるために、未変態オーステナイトがベイナイ
トに変態してしまい、第２相はベイナイトである。この
ように、比較材でらるＡ−２，Ａ−４，Ａ−５，Ａ−７
゜Ａ−９の各村は何れも、本発明でいう組織の適正化が
なされておらず、高強度ながらも、伸びが低くｚ ＴＳ
ＸＥＩも１１００〜１５００程度とＴＳ−Ｅｌバランス
が悪い。
Ａ−１１材は、急冷終了温度Ｔ３以外は本発明要件を満
たすものであるが、Ｔ３が３４０℃と高過ぎるため、強
度が低く、かつＹＲが０．８１と高くなっており加工性
が悪く、又形状凍結性の観点からも好ましいものではな
い。
たすものであるが、Ｔ３が３４０℃と高過ぎるため、強
度が低く、かつＹＲが０．８１と高くなっており加工性
が悪く、又形状凍結性の観点からも好ましいものではな
い。
以上説明したような本発明によれば、加工性に優れた高
張力鋼板を特殊な合金元素を必要とせず、熱延条件とそ
の後の冷却について適正な制御を通じての組織最適化に
より、熱延まで製造することができ、即ち経済的且つ省
資源指向による加工性良好な高張力鋼板を製造し得るも
のであるから、工業的効果の極めて高い発明である。
張力鋼板を特殊な合金元素を必要とせず、熱延条件とそ
の後の冷却について適正な制御を通じての組織最適化に
より、熱延まで製造することができ、即ち経済的且つ省
資源指向による加工性良好な高張力鋼板を製造し得るも
のであるから、工業的効果の極めて高い発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものでおって、第１図
はフェライトの体積分率とＴＳ。 ＥｌおよびＴＳＸＥＩの関係を示した図表、第２図は第
２相の平均粒径■とＴＳＸＥＩの関係を示した図表、第
３図は冷却ノくターンによるフェライトの析出状況の差
異関係を示した模式図、第４図は実施例１の熱履歴を示
した図表、第５図は実施例２の熱履歴を示した図表であ
る。 第 ／ 圓 第 ２ 圓 牙λ蜘乎用磯２ ｗ＞ 第 Ｊ 圓 →時 舶 第 ４． 区 横五′Ｔ：事ピ ４ｒ３ｔノＯ１ 二 ８） ７＼ 第 夕 園 累籟互′−Ｆ４ −） ］々 一艷蒔同 げ ＋ｅ〆
はフェライトの体積分率とＴＳ。 ＥｌおよびＴＳＸＥＩの関係を示した図表、第２図は第
２相の平均粒径■とＴＳＸＥＩの関係を示した図表、第
３図は冷却ノくターンによるフェライトの析出状況の差
異関係を示した模式図、第４図は実施例１の熱履歴を示
した図表、第５図は実施例２の熱履歴を示した図表であ
る。 第 ／ 圓 第 ２ 圓 牙λ蜘乎用磯２ ｗ＞ 第 Ｊ 圓 →時 舶 第 ４． 区 横五′Ｔ：事ピ ４ｒ３ｔノＯ１ 二 ８） ７＼ 第 夕 園 累籟互′−Ｆ４ −） ］々 一艷蒔同 げ ＋ｅ〆
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０８〜０．２５ｗｔ’％、Ｓｉ：０．５〜
２、Ｑｗｔ％。 Ｍｎ ： １．５〜２．５ ｗｔ ％、 ｓｏｌ、ＡＡ
： ０．１０ｗｔ ％。 Ｓ：０．００５ｗｔチ以下、 Ｎ：０．００５ｗｔチ以
下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を熱間圧延においてＡｒ３〜（Ａ ｒＢ＋４０℃）の間
で累積圧下率４５％以上の圧下を加えると共に仕上り温
度をＡｒ３以上にする圧延を行い、そのａ （Ａｒ３−
３０℃）〜（Ａｒ３−９０℃）間の温度範囲を５〜１５
秒で降温せしめ、次いで３０℃／ｓｅｅ以上の冷却速度
で２８０℃以下の温度まで冷却してから巻取ることを特
徴とする加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．０８〜０．２５ｗｔ％、Ｓｌ：０．５〜２
．０ｗｔ％。 Ｍｎ ： １．５〜２．５ｗｔ％、 ａｏｌ、Ａ１ ：
０．１０ ｗｔ％。 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００５ｗｔ％以
下を含有すると共に、 Ｃｒ：１ｗｔ％以下、Ｍｏ ： ０．５ ｗｔ ％以下
の何れか１種又は２種を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼を熱間圧延においてＡｒ３〜（Ａｒ
Ｂ＋４０℃）の間で累積圧下率４５チ以上の圧下を加え
ると共に仕上り温度をＡｒ３以上とする圧延を行い、そ
の後（Ａｒ３−３０℃）〜（Ａｒｍ−９０℃）間の温度
範囲を５〜１５秒で降温せしめ、次いで３０℃／度以上
の冷却速度で２８０℃以下の温度まで冷却してから巻取
ることを特徴とする加工性の優れた高張力熱延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22853083A JPS60121225A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22853083A JPS60121225A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60121225A true JPS60121225A (ja) | 1985-06-28 |
| JPH022929B2 JPH022929B2 (ja) | 1990-01-19 |
Family
ID=16877850
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22853083A Granted JPS60121225A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60121225A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170518A (ja) * | 1985-01-25 | 1986-08-01 | Kobe Steel Ltd | 成形性にすぐれた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| US6623573B2 (en) | 1999-09-29 | 2003-09-23 | Nkk Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| KR100431851B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 고강도 구조용 강 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0368242U (ja) * | 1989-11-06 | 1991-07-04 |
-
1983
- 1983-12-05 JP JP22853083A patent/JPS60121225A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170518A (ja) * | 1985-01-25 | 1986-08-01 | Kobe Steel Ltd | 成形性にすぐれた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2004-11-16 | Nkk Corporation | Method for manufacturing a steel sheet |
| US6623573B2 (en) | 1999-09-29 | 2003-09-23 | Nkk Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| KR100431851B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 고강도 구조용 강 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH022929B2 (ja) | 1990-01-19 |
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