JPS6012409B2 - 冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間圧延鋼材の製造方法 - Google Patents
冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間圧延鋼材の製造方法Info
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- JPS6012409B2 JPS6012409B2 JP7967175A JP7967175A JPS6012409B2 JP S6012409 B2 JPS6012409 B2 JP S6012409B2 JP 7967175 A JP7967175 A JP 7967175A JP 7967175 A JP7967175 A JP 7967175A JP S6012409 B2 JPS6012409 B2 JP S6012409B2
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- 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
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- Materials Engineering (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は加工時にやわらかく、加工性、溶接性に富み且
つ加工後２０ぴ０以上Ａ，点以下の温度域に加熱し、そ
の後冷却する時効処理によって強度が著しく上昇する冷
間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間
圧延鋼材の製造法に関するものである。
つ加工後２０ぴ０以上Ａ，点以下の温度域に加熱し、そ
の後冷却する時効処理によって強度が著しく上昇する冷
間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間
圧延鋼材の製造法に関するものである。
鋼材の使途は造船、構造物、橋りよう、自動等広範囲に
わたるが近年鋼材の高張力化の要求が増大し、特に自動
車業界にその傾向が大である。
わたるが近年鋼材の高張力化の要求が増大し、特に自動
車業界にその傾向が大である。
これら鋼材特に鋼板は瓢断加工、プレス加工の冷間加工
を施される。一方鋼は強度上昇につれ、一般に加工性、
溶接性、鞠性が劣化するので、強度が高い程、使用上の
問題点が多くなってくる。
を施される。一方鋼は強度上昇につれ、一般に加工性、
溶接性、鞠性が劣化するので、強度が高い程、使用上の
問題点が多くなってくる。
近年加工性、溶接性、靭性の改良された高張力鋼も種々
開発されつつある。
開発されつつある。
しかしこれらの高張力鋼にあっては、やはり軟鋼にくら
べれば上記特性は劣り、また高強度なるが故の種々の問
題がある。もし加工時は軟鋼並みの特性を有し、加工後
ある処理を施すことによって著しく強度が上昇する鋼が
あれば、上記高張力鋼の欠点は一挙に解決されることに
なる。
べれば上記特性は劣り、また高強度なるが故の種々の問
題がある。もし加工時は軟鋼並みの特性を有し、加工後
ある処理を施すことによって著しく強度が上昇する鋼が
あれば、上記高張力鋼の欠点は一挙に解決されることに
なる。
本発明は従釆の高張力鋼とは全く異なるタイプの鋼材を
提供するものである。
提供するものである。
即ち本発明の目的としているところは
｛ィ）加工時は強度が比較的低く且つ冷間加工性に富み
｛〇｝ 且つ加工後Ａ，点以下に加熱することによって
鋼の強度が上昇し、所定の強度を発揮する加工用熱間圧
延鋼材の製造法を提供するものであり、その要旨とする
ところは‘１’冷間加工性に優れ、かつ、冷間加工後の
時効処理によって高強度化することのできるフェライト
とパーラィト組織を主体とした加工用熱間圧延鋼材を製
造するに際し、Ｃ Ｏ．
０２〜０．１３％Ｍｎ ｏ
．１５〜０．９０％Ｎ Ｏ．
００２０〜０．０１５％Ａそ
○‐０１〜０‐０８％およびＮｂ
ｏ．０１〜０．１％Ｖ
Ｏ．０１〜０．２％Ｔｉ
ｏ．０３〜０．３０％のうちの１種
又は２種以上を含有し、残剖Ｆｅおよび不可避的不純物
よりなるキルド鋼を溶体化処理後、熱間圧延し、該熱間
圧延終了後１０℃／ｓｅｃ以上の平均速度で５００ｑｏ
以下の温度城まで強制冷却することを特徴とする袷間加
工性と冷間加工後の時効硬化性に擬れた加工用熱間圧延
鋼材の製造方法。
｛〇｝ 且つ加工後Ａ，点以下に加熱することによって
鋼の強度が上昇し、所定の強度を発揮する加工用熱間圧
延鋼材の製造法を提供するものであり、その要旨とする
ところは‘１’冷間加工性に優れ、かつ、冷間加工後の
時効処理によって高強度化することのできるフェライト
とパーラィト組織を主体とした加工用熱間圧延鋼材を製
造するに際し、Ｃ Ｏ．
０２〜０．１３％Ｍｎ ｏ
．１５〜０．９０％Ｎ Ｏ．
００２０〜０．０１５％Ａそ
○‐０１〜０‐０８％およびＮｂ
ｏ．０１〜０．１％Ｖ
Ｏ．０１〜０．２％Ｔｉ
ｏ．０３〜０．３０％のうちの１種
又は２種以上を含有し、残剖Ｆｅおよび不可避的不純物
よりなるキルド鋼を溶体化処理後、熱間圧延し、該熱間
圧延終了後１０℃／ｓｅｃ以上の平均速度で５００ｑｏ
以下の温度城まで強制冷却することを特徴とする袷間加
工性と冷間加工後の時効硬化性に擬れた加工用熱間圧延
鋼材の製造方法。
■ 冷間加工性に優れ、かつ、冷間加工後の時効処理に
よって高強度化することのできるフェライトとパーライ
ト組織を主体とした加工用熱間圧延鋼材を製造するに際
し、Ｃ Ｏ．０２〜０．１
３％Ｍｎ ｏ．１５〜０．
９０％Ｎ Ｏ．００２０〜０
．０１５％Ａそ ０．０１〜
０．０８％およびＮｂ
ｏ．０１〜０．１％Ｖ
Ｏ．０１〜０．２％Ｔｉ
ｏ．０３〜０．３０％のうちの１種又は２種以上を含
有すると共に更にＳｉ Ｓ
Ｉ％Ｃｒ ミ０．５
％Ｎｉ ミ０．５％Ｃ
ｕ ＜０．５％のう
ちの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物よりなるキルド鋼を溶体化処理後、熱間圧延し
、該熱間圧延終了後１０００／ｓｅｃ以上の平均速度で
５００午○以下の温度城まで強制冷却することを特徴と
する冷間加工性と袷間加工後の時効硬化性に優れた加工
用熱間圧延鋼材の製造方法。
よって高強度化することのできるフェライトとパーライ
ト組織を主体とした加工用熱間圧延鋼材を製造するに際
し、Ｃ Ｏ．０２〜０．１
３％Ｍｎ ｏ．１５〜０．
９０％Ｎ Ｏ．００２０〜０
．０１５％Ａそ ０．０１〜
０．０８％およびＮｂ
ｏ．０１〜０．１％Ｖ
Ｏ．０１〜０．２％Ｔｉ
ｏ．０３〜０．３０％のうちの１種又は２種以上を含
有すると共に更にＳｉ Ｓ
Ｉ％Ｃｒ ミ０．５
％Ｎｉ ミ０．５％Ｃ
ｕ ＜０．５％のう
ちの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物よりなるキルド鋼を溶体化処理後、熱間圧延し
、該熱間圧延終了後１０００／ｓｅｃ以上の平均速度で
５００午○以下の温度城まで強制冷却することを特徴と
する冷間加工性と袷間加工後の時効硬化性に優れた加工
用熱間圧延鋼材の製造方法。
である。
尚本発明でいう強度とは、鋼材加工前の初期断面積で除
した公称応力で表わし、また加工直後の引張強さは加工
前の素材の引張強さで代表する。
した公称応力で表わし、また加工直後の引張強さは加工
前の素材の引張強さで代表する。
また加工処理とは単にプレス加工のみならず、聡断加工
、穴あげ加工等の塑性加工全般および溶接組立をも意味
する。以下本発明を詳細に説明する 第１図は本発明鋼材の特徴を説明する図であり鋼材の使
用例とその場合の強度特性を、１軸引張の応力〜歪曲線
で示したものであり第１図ａは従来の鋼材、第１図ｂは
本発明鋼材である。
、穴あげ加工等の塑性加工全般および溶接組立をも意味
する。以下本発明を詳細に説明する 第１図は本発明鋼材の特徴を説明する図であり鋼材の使
用例とその場合の強度特性を、１軸引張の応力〜歪曲線
で示したものであり第１図ａは従来の鋼材、第１図ｂは
本発明鋼材である。
本発明鋼材は従釆の鋼材に比し、下記の特徴がある。
■ 本発明鋼の強度レベルは、通常要求ごれている強度
レベルより低く、延性も極めて良好である。
レベルより低く、延性も極めて良好である。
したがって加工が容易で且つ加工性にも富んでいる。■
図中イ、二（実線）は素材（未加工）の１軸引張にお
ける応力〜歪曲線を、口、木（破線）はある一定の加工
歪を与えた直後の応力〜歪曲線を示すが、従来鋼、本発
明鋼共に加工硬化によって降伏強度は上昇するが、引張
強さは素材のそれと同一である。
図中イ、二（実線）は素材（未加工）の１軸引張にお
ける応力〜歪曲線を、口、木（破線）はある一定の加工
歪を与えた直後の応力〜歪曲線を示すが、従来鋼、本発
明鋼共に加工硬化によって降伏強度は上昇するが、引張
強さは素材のそれと同一である。
■ しかし、加工後加熱すると本発明鋼では第１図ｂの
へに示すように降伏強度のみならず、引張強さも同時に
上昇し、しかもその上昇代も大きい。
へに示すように降伏強度のみならず、引張強さも同時に
上昇し、しかもその上昇代も大きい。
その結果加熱後の強度レベルは従来の鋼材とほとんど差
がなくなる。一方従来鋼のうち時効性を有する鋼は第１
図ａのハのように時効硬化によって降伏点は上昇するが
引張強さはほとんど上昇せず、上昇しても高々３ｋ９／
柳２程度である。
がなくなる。一方従来鋼のうち時効性を有する鋼は第１
図ａのハのように時効硬化によって降伏点は上昇するが
引張強さはほとんど上昇せず、上昇しても高々３ｋ９／
柳２程度である。
また従来の加工用高張力鋼材は通常Ａそキルド鋼として
製造されるが、この場合時効性がほとんどないので加工
歪を与えた後加熱しても降伏点、引張強さ共にほとんど
上昇せず、仮りに上昇しても高々１〜２ｋｇ／柳２程度
である。■ さらに従来鋼では加工歪がない場合、加熱
して時効させても降伏強度、引張強さ共に上昇しないが
、本発明鋼では、加工歪が奏であっても第１図ｂとトに
示すように強度が上昇することである。
製造されるが、この場合時効性がほとんどないので加工
歪を与えた後加熱しても降伏点、引張強さ共にほとんど
上昇せず、仮りに上昇しても高々１〜２ｋｇ／柳２程度
である。■ さらに従来鋼では加工歪がない場合、加熱
して時効させても降伏強度、引張強さ共に上昇しないが
、本発明鋼では、加工歪が奏であっても第１図ｂとトに
示すように強度が上昇することである。
なお、本発明鋼を加工前に２００ｏｏ〜Ａ，点以下の温
度に加熱した後温間加工し、その後冷却しても、上記発
明鋼の特徴はなんら変わりなく、この場合でも加工前（
即ち素材）以上の強度が得られる。
度に加熱した後温間加工し、その後冷却しても、上記発
明鋼の特徴はなんら変わりなく、この場合でも加工前（
即ち素材）以上の強度が得られる。
また加熱して加工するので加工しやすいという利点もあ
る。以上本発明鋼の特徴を強度特性の点から説明したが
本発明の目的の１つは加工後の加熱によって、降伏強度
、引張強さ共に加工直後のそれに比し、３ｋ９／側２以
上好ましくは５ｋｇ／側２以上上昇する熱間圧延鋼材を
得ることにある。
る。以上本発明鋼の特徴を強度特性の点から説明したが
本発明の目的の１つは加工後の加熱によって、降伏強度
、引張強さ共に加工直後のそれに比し、３ｋ９／側２以
上好ましくは５ｋｇ／側２以上上昇する熱間圧延鋼材を
得ることにある。
この場合の加熱温度は鋼のＡ，点以下とすべきである。
Ａ，点以上に加熱すると加工歪が回復し、加工硬化によ
る強度上昇代を低下させるので好ましくない。好ましい
加熱温度城は２００ｏｏ〜６５０℃であり、加熱時間に
ついては目標強度上昇代によってかわるが低温では長時
間（数１び分以上）、高温では短時間（数分以上）加熱
する。なお工業的には高温短時間加熱が生産性の点から
は好まれる。しかし上述のように、余り高温加熱すると
加工歪の回復により強度上昇代が４・さくなる危険性が
ある。一方加工歪が小さい時は加工歪の回復による強度
上昇代もほとんどなくなるので、本発明鋼は、加工後の
加熱によって加工歪量１０％以下となる低歪部分の大幅
強度上昇を期待する加工部材に使用する場合に本発明の
特徴が最大限に発揮される。勿論、加工歪の大きい部分
をも大幅に強度を上昇させたい場合、加工歪が回復軟化
しないように加熱温度を若干低下させ、加熱時間を多少
長くすることによって本発明の特徴は充分に発輝しうる
。尚本発明鋼にあては加工歪零でも加熱後強度は上昇す
るが、２％程度の低歪を加えることによって所定強度上
昇代をうる加熱温度が低下出来るかあるいは加熱時間も
短縮出来るので、本発明鋼は、加工歪量２〜１０％とな
る低歪部分の強度を、加工後の加熱によって、大幅に上
昇させたい加工部材に使用することが工業的には最も好
ましい。Ａ，点以下に加熱後の冷却については、徐冷、
空冷或いは強制冷却のいずれでも良い。
Ａ，点以上に加熱すると加工歪が回復し、加工硬化によ
る強度上昇代を低下させるので好ましくない。好ましい
加熱温度城は２００ｏｏ〜６５０℃であり、加熱時間に
ついては目標強度上昇代によってかわるが低温では長時
間（数１び分以上）、高温では短時間（数分以上）加熱
する。なお工業的には高温短時間加熱が生産性の点から
は好まれる。しかし上述のように、余り高温加熱すると
加工歪の回復により強度上昇代が４・さくなる危険性が
ある。一方加工歪が小さい時は加工歪の回復による強度
上昇代もほとんどなくなるので、本発明鋼は、加工後の
加熱によって加工歪量１０％以下となる低歪部分の大幅
強度上昇を期待する加工部材に使用する場合に本発明の
特徴が最大限に発揮される。勿論、加工歪の大きい部分
をも大幅に強度を上昇させたい場合、加工歪が回復軟化
しないように加熱温度を若干低下させ、加熱時間を多少
長くすることによって本発明の特徴は充分に発輝しうる
。尚本発明鋼にあては加工歪零でも加熱後強度は上昇す
るが、２％程度の低歪を加えることによって所定強度上
昇代をうる加熱温度が低下出来るかあるいは加熱時間も
短縮出来るので、本発明鋼は、加工歪量２〜１０％とな
る低歪部分の強度を、加工後の加熱によって、大幅に上
昇させたい加工部材に使用することが工業的には最も好
ましい。Ａ，点以下に加熱後の冷却については、徐冷、
空冷或いは強制冷却のいずれでも良い。
本発明鋼材は加工時は強度が比較的低く且つ加工性に富
み加工後の加熱によって強度を上昇させ所定の高強度を
得ようとするものである。そのためにはまず圧延組織は
普通鋼と同様フェライトとパーラィト組織を主体とした
ものにすべきであり、ベィナィト等の焼入れ、組織にし
て高強度を得ることは本発明の目的上好ましくない。本
発明鋼材の熱間圧延後の強度は引張強さは本発明の思想
から６０ｋ９／側２以下とすることが好ましく、５０ｋ
ｇ／側２以下にすることによって本発明の効果は著しく
向上する。次に熱間圧延後鋼中にＮｂ，Ｖ，Ｔｉのうち
１種又は２種以上を出来るだけ固溶した条件にすること
が必要である。
み加工後の加熱によって強度を上昇させ所定の高強度を
得ようとするものである。そのためにはまず圧延組織は
普通鋼と同様フェライトとパーラィト組織を主体とした
ものにすべきであり、ベィナィト等の焼入れ、組織にし
て高強度を得ることは本発明の目的上好ましくない。本
発明鋼材の熱間圧延後の強度は引張強さは本発明の思想
から６０ｋ９／側２以下とすることが好ましく、５０ｋ
ｇ／側２以下にすることによって本発明の効果は著しく
向上する。次に熱間圧延後鋼中にＮｂ，Ｖ，Ｔｉのうち
１種又は２種以上を出来るだけ固溶した条件にすること
が必要である。
本発明鋼材の化学成分はＣ＝０．０２〜０．１３％、Ｍ
ｈ＝０．１５〜０．９０％、Ｎ＝０．００２０〜０．０
１５％およびＮｂ＝０．０１〜０．１０％、Ｖ＝０．０
１〜０．２０％、Ｔｉ＝０．０３〜０．３０％のうち１
種又は２種以上を主要構成成分とするキルド鋼であるが
その限定理由は下記の通りである。
ｈ＝０．１５〜０．９０％、Ｎ＝０．００２０〜０．０
１５％およびＮｂ＝０．０１〜０．１０％、Ｖ＝０．０
１〜０．２０％、Ｔｉ＝０．０３〜０．３０％のうち１
種又は２種以上を主要構成成分とするキルド鋼であるが
その限定理由は下記の通りである。
Ｃ，Ｎは加工後の加熱によって強度を加工直後のそれに
比し３ｋ９／柵２以上上昇させるためにそれぞれＣ２０
．０２％、Ｎ≧０．００２０％とする必要がある。
比し３ｋ９／柵２以上上昇させるためにそれぞれＣ２０
．０２％、Ｎ≧０．００２０％とする必要がある。
しかしＣが０．１３％超となると、圧延後の急冷によっ
て焼き入れ組織が出現し強度が６０ｋ９／肋２超になる
危険性がありまた優れたプレス成形性を付与するため上
限を０．１３％とした。Ｎの上限値０．０１５％は溶接
性の点から定められた。好ましい範囲はＣ＝０．０３〜
０．１０％、Ｎ＝０．００２０〜０．０１０％である。
Ｍｎは脱酸以外に熱間脆性を防止するため０．１５％以
上必要である。
て焼き入れ組織が出現し強度が６０ｋ９／肋２超になる
危険性がありまた優れたプレス成形性を付与するため上
限を０．１３％とした。Ｎの上限値０．０１５％は溶接
性の点から定められた。好ましい範囲はＣ＝０．０３〜
０．１０％、Ｎ＝０．００２０〜０．０１０％である。
Ｍｎは脱酸以外に熱間脆性を防止するため０．１５％以
上必要である。
さらにＭｎは鋼の強度上昇、級性向上に有効であるので
、本発明にあっては目標強度にあわせて積極的に利用す
るが０．９０％超になると、圧延後の急冷によって焼き
入れ組織が出現し強度が６０ｋｇ／側２以上となる危険
性があるので上限を０．９０％とする。好ましいＭｎ量
は０．２〜０．７％である。さらに本発明では析出硬化
元素としてはＮｂ＝０．０１〜０．１０％、Ｖ＝０．０
１〜０．２０％、Ｔｉ＝０．０３〜０．３０％のうち１
種又は２種以上添加する必要がある。
、本発明にあっては目標強度にあわせて積極的に利用す
るが０．９０％超になると、圧延後の急冷によって焼き
入れ組織が出現し強度が６０ｋｇ／側２以上となる危険
性があるので上限を０．９０％とする。好ましいＭｎ量
は０．２〜０．７％である。さらに本発明では析出硬化
元素としてはＮｂ＝０．０１〜０．１０％、Ｖ＝０．０
１〜０．２０％、Ｔｉ＝０．０３〜０．３０％のうち１
種又は２種以上添加する必要がある。
これらの下限値は加工後の加熱によって強度を加工直後
のそれに比し３ｋｇ／側２以上上昇させるための必要量
として定められた。またこれらの上限値超では添加の効
果を飽和するばかりでなく、溶接性を劣下させまた鋼を
高価にする。好ましい範囲はそれぞれＮｂ＝０．０２〜
０．０７％、Ｖ＝０．０３〜０．１５％、Ｔｉ＝０．０
５〜０．２５％である。またＴｉを添加する場合はＴｉ
／Ｃ＜４とするのが好ましい。上記元素を主要構成成分
とする鋼は、キルド鋼として製造される。
のそれに比し３ｋｇ／側２以上上昇させるための必要量
として定められた。またこれらの上限値超では添加の効
果を飽和するばかりでなく、溶接性を劣下させまた鋼を
高価にする。好ましい範囲はそれぞれＮｂ＝０．０２〜
０．０７％、Ｖ＝０．０３〜０．１５％、Ｔｉ＝０．０
５〜０．２５％である。またＴｉを添加する場合はＴｉ
／Ｃ＜４とするのが好ましい。上記元素を主要構成成分
とする鋼は、キルド鋼として製造される。
この理由はＮｂ，Ｖ，Ｔｉの合金歩鰯向上および優れた
冷間加工性付与にある。キルド化にあってはＡそ＝０．
０１〜０．０８％添加することが冷間加工性の点から好
ましい。本発明の化学成分は上述の通りであるが、その
他に本発明の特徴を損わないかこれを補足する意味で適
宜他の元素を添加してもよい。
冷間加工性付与にある。キルド化にあってはＡそ＝０．
０１〜０．０８％添加することが冷間加工性の点から好
ましい。本発明の化学成分は上述の通りであるが、その
他に本発明の特徴を損わないかこれを補足する意味で適
宜他の元素を添加してもよい。
例えば耐候性、耐食性向上のためにＮｉ，Ｃｕ，〇を０
．５％以下添加したり、袷間加工性を著しく向上させる
ため少量のＺｒ，Ｃａ，ＲＥＭ等添加による硫化物形態
変化も効果的である。また強度上昇のためＳｉを１．０
％以下添加してもよい。 ＊上記
化学成分を有する鋼は通常行われる方法によって鋼片と
された後熱間圧延されて所定の寸法形状とされる。本発
明にあっては、まず熱間圧延の開始に当って、鋼中に存
在するＮｂ，Ｖ，Ｔｉを圧延後においても充分固落させ
るために、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの炭窒化物を溶体化させる必
要がある。
．５％以下添加したり、袷間加工性を著しく向上させる
ため少量のＺｒ，Ｃａ，ＲＥＭ等添加による硫化物形態
変化も効果的である。また強度上昇のためＳｉを１．０
％以下添加してもよい。 ＊上記
化学成分を有する鋼は通常行われる方法によって鋼片と
された後熱間圧延されて所定の寸法形状とされる。本発
明にあっては、まず熱間圧延の開始に当って、鋼中に存
在するＮｂ，Ｖ，Ｔｉを圧延後においても充分固落させ
るために、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの炭窒化物を溶体化させる必
要がある。
この溶体化処理は鋼を高温加熱保持することによって行
われる。必要最低溶体化温度は鋼中Ｃ量、Ｎ量によって
異なるが少なくとも１１００ｑｏで１５分以上保定する
ことが好ましい。総体化処理後遺常行われるように熱間
圧延される。
われる。必要最低溶体化温度は鋼中Ｃ量、Ｎ量によって
異なるが少なくとも１１００ｑｏで１５分以上保定する
ことが好ましい。総体化処理後遺常行われるように熱間
圧延される。
本発明にあっては、圧延後の鋼中にＮｂ，Ｖ，Ｔｉの炭
窒化物析出を出来るだけ抑えるために５００ｑｏ以下（
好ましくは４５０ｑ○以下）の温度域まで強制冷却する
必要がある。またこの強制冷却における平均冷却速度を
１０００／ｓｅｃ以上（より好ましくはｌ５ｏｏ／ｓｅ
ｃ以上）とすることが好ましい。強制冷却後そのまま室
温まで空冷されてもよくまたコイルに捲取られて室温ま
で徐冷されてもよいが、ホットストリップミルでコイル
に捲取る方が工業的価値が大である。また上記強制冷却
終了室温は２００ｑｏ以上がよく、工業的には３００ｑ
ｏ以上でも充分本発明の特徴は発揮出来る。以下本発明
の実施例を説明する。
窒化物析出を出来るだけ抑えるために５００ｑｏ以下（
好ましくは４５０ｑ○以下）の温度域まで強制冷却する
必要がある。またこの強制冷却における平均冷却速度を
１０００／ｓｅｃ以上（より好ましくはｌ５ｏｏ／ｓｅ
ｃ以上）とすることが好ましい。強制冷却後そのまま室
温まで空冷されてもよくまたコイルに捲取られて室温ま
で徐冷されてもよいが、ホットストリップミルでコイル
に捲取る方が工業的価値が大である。また上記強制冷却
終了室温は２００ｑｏ以上がよく、工業的には３００ｑ
ｏ以上でも充分本発明の特徴は発揮出来る。以下本発明
の実施例を説明する。
第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、スラ
ブとした後ホットストリップミルで第１表に示す熱延条
件に従って板厚３．０側の熱延鋼板を製造した。
ブとした後ホットストリップミルで第１表に示す熱延条
件に従って板厚３．０側の熱延鋼板を製造した。
第１表中符号Ａ，Ｂは従来の高張力鋼、符号Ｃ，Ｄ．Ｅ
は本発明鋼である。得られた鋼板（圧延まま）の機械的
性質と曲げ性、３％引張後の降伏強度および３％引張後
加熱した場合の強度と強度上昇代を第２表に示す。尚△
ＹＰ，△ＴＳはそれぞれ加熱による降伏強度、引張強こ
の予歪直後の値に対する増分を示すが、ＡＴＳについて
は本発明の定義にしたがって圧延のままの引張強さに対
する増分を示す。また応力は全く予歪なし（圧延のまま
）の初期断面積で除した公称応力である。第１表 実施
例の化学成分および熱延条件第 ２ 表 第２表か；／わかるように本発明に従って製造された符
号Ｃ，Ｄ，Ｅは従来鋼Ａに比し圧延ままでは強度が低く
、伸びおよび曲げ性等の加工性が極めて優れている。
は本発明鋼である。得られた鋼板（圧延まま）の機械的
性質と曲げ性、３％引張後の降伏強度および３％引張後
加熱した場合の強度と強度上昇代を第２表に示す。尚△
ＹＰ，△ＴＳはそれぞれ加熱による降伏強度、引張強こ
の予歪直後の値に対する増分を示すが、ＡＴＳについて
は本発明の定義にしたがって圧延のままの引張強さに対
する増分を示す。また応力は全く予歪なし（圧延のまま
）の初期断面積で除した公称応力である。第１表 実施
例の化学成分および熱延条件第 ２ 表 第２表か；／わかるように本発明に従って製造された符
号Ｃ，Ｄ，Ｅは従来鋼Ａに比し圧延ままでは強度が低く
、伸びおよび曲げ性等の加工性が極めて優れている。
これらの鋼を３％加工歪を与えた後加熱すると本発明鋼
Ｃ，Ｄ，Ｅはいずれも加熱後降伏強度、引張強さいずれ
も５ｋ９／側２以上の著しい強度上昇が認められ、結果
として従来鋼Ａと同等の強度を有するようになる。一方
従来鋼Ａは加工後加熱しても強度上昇はほとんど認めら
れない。また本発明鋼Ｃとほぼ同一成分であるが、捲取
温度が本発明外の鋼Ｂは加工後加熱しても強度上昇はほ
とんどなく、加熱後の強度はほぼ同一成分を有する本発
明鋼Ｃに比して著しくし、。以上本発明を詳細に説明し
たが 本発明鋼材は従釆の高張力鋼とは全く異なり、加工時は
強度が低く、冷間加工性に富み、冷間加工後もし〈は冷
間加工時に加熱して時効処理を施すことによって大幅に
強度上昇するものであって、炭素当量も極めて低く溶接
性も良好である。
Ｃ，Ｄ，Ｅはいずれも加熱後降伏強度、引張強さいずれ
も５ｋ９／側２以上の著しい強度上昇が認められ、結果
として従来鋼Ａと同等の強度を有するようになる。一方
従来鋼Ａは加工後加熱しても強度上昇はほとんど認めら
れない。また本発明鋼Ｃとほぼ同一成分であるが、捲取
温度が本発明外の鋼Ｂは加工後加熱しても強度上昇はほ
とんどなく、加熱後の強度はほぼ同一成分を有する本発
明鋼Ｃに比して著しくし、。以上本発明を詳細に説明し
たが 本発明鋼材は従釆の高張力鋼とは全く異なり、加工時は
強度が低く、冷間加工性に富み、冷間加工後もし〈は冷
間加工時に加熱して時効処理を施すことによって大幅に
強度上昇するものであって、炭素当量も極めて低く溶接
性も良好である。
また加工時はやわらかく且つ加工性も優れているので加
工が容易であるばかりでなく、例えばプレス加工の場合
はプレス機の能力も小さくてすむ等のメリットがある。
工が容易であるばかりでなく、例えばプレス加工の場合
はプレス機の能力も小さくてすむ等のメリットがある。
第１図ａ，ｂは本発明鋼材の特徴を示す図である。
第１図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 冷間加工性に優れ、かつ、冷間加工後の時効処理に
よって高強度化することのできるフエライトとパーライ
ト組織を主体とした加工用熱間圧延鋼材を製造するに際
し、Ｃ ０．０２〜０．１３％ Ｍｎ ０．１５〜０．９０％ Ｎ ０．００２０〜０．０１５％ Ａｌ ０．０１〜０．０８％ および Ｎｂ ０．０１〜０．１％ Ｖ ０．０１〜０．２％ Ｔｉ ０．０３〜０．３０％ のうちの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなるキルド鋼を溶体化処理後、熱間圧
延し、該熱間圧延終了後１０℃／ｓｅｃ以上の平均速度
で５００℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴と
する冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工
用熱間圧延鋼材の製造方法。 ２ 冷間加工性に優れ、かつ、冷間加工後の時効処理に
よって高強度化することのできるフエライトとパーライ
ト組織を主体とした加工用熱間圧延鋼材を製造するに際
し、Ｃ ０．０２〜０．１３％ Ｍｎ ０．１５〜０．９０％ Ｎ ０．００２０〜０．０１５％ Ａｌ ０．０１〜０．０８％ および Ｎｂ ０．０１〜０．１％ Ｖ ０．０１〜０．２％ Ｔｉ ０．０３〜０．３０％ のうちの１種又は２種以上を含有すると共に更にＳｉ
≦１％Ｃｒ ≦０．５％ Ｎｉ ≦０．５％ Ｃｕ ≦０．５％ のうちの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなるキルド鋼を溶体化処理後、熱間圧
延し、該熱間圧延終了後１０℃／ｓｅｃ以上の平均速度
で５００℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴と
する冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工
用熱間圧延鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7967175A JPS6012409B2 (ja) | 1975-06-26 | 1975-06-26 | 冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間圧延鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7967175A JPS6012409B2 (ja) | 1975-06-26 | 1975-06-26 | 冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間圧延鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5217319A JPS5217319A (en) | 1977-02-09 |
| JPS6012409B2 true JPS6012409B2 (ja) | 1985-04-01 |
Family
ID=13696636
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7967175A Expired JPS6012409B2 (ja) | 1975-06-26 | 1975-06-26 | 冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間圧延鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6012409B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0753882B2 (ja) * | 1986-02-04 | 1995-06-07 | 日本鋼管株式会社 | 溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JP2783809B2 (ja) * | 1988-06-28 | 1998-08-06 | 川崎製鉄株式会社 | 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが５５▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ▼▲上２▼以上の高張力熱延鋼帯 |
-
1975
- 1975-06-26 JP JP7967175A patent/JPS6012409B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5217319A (en) | 1977-02-09 |
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