JPS6148520A - 穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS6148520A JPS6148520A JP17015784A JP17015784A JPS6148520A JP S6148520 A JPS6148520 A JP S6148520A JP 17015784 A JP17015784 A JP 17015784A JP 17015784 A JP17015784 A JP 17015784A JP S6148520 A JPS6148520 A JP S6148520A
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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】
〈産業上の利用分野〉
この発明は、打抜き加工等によって形成された穴を、裂
断等の不都合を生ずることなく円滑に拡げ加工し得る。
断等の不都合を生ずることなく円滑に拡げ加工し得る。
穴拡げ性の優れた熱延鋼板に関するものである。
〈従来の技術〉
！ 近年・自動車０″″４−″等に代表さ
れるように・所定形状・寸法の透孔を穴拡げ加工によっ
て形成した構造部材の需要が増加傾向を見せ始めている
。
れるように・所定形状・寸法の透孔を穴拡げ加工によっ
て形成した構造部材の需要が増加傾向を見せ始めている
。
そして、一般にこのような穴拡げ加工品の製造にあたっ
ては、穴拡げ性と冷間加工性とが同一視されていたこと
もあって、単に冷間加工性にのみ注目した素材選択が行
われるのが普通であった。
ては、穴拡げ性と冷間加工性とが同一視されていたこと
もあって、単に冷間加工性にのみ注目した素材選択が行
われるのが普通であった。
従来、この種の用途に供される冷間加工用熱延鋼板の製
造には、例えば特開昭５４−６５１１８号或いは特開昭
５８−６９３６号として提案された方法等が知られてお
り、需要者の要望は一応満たされてきた。
造には、例えば特開昭５４−６５１１８号或いは特開昭
５８−６９３６号として提案された方法等が知られてお
り、需要者の要望は一応満たされてきた。
なお、前者の方法は５鋼中のＳｉ含有量を高めるととも
に、２段階急冷、低温巻取りを実施し、得られる熱延鋼
板の延性向上を図ったものであり、後者の方法は、鋼中
のＣ含有量を高くするとともに、同じく２段階急冷、低
温巻取りを行って、優れた強度特性と加工性とを有する
熱延板を経済上有利に製造しようと言うものである。
に、２段階急冷、低温巻取りを実施し、得られる熱延鋼
板の延性向上を図ったものであり、後者の方法は、鋼中
のＣ含有量を高くするとともに、同じく２段階急冷、低
温巻取りを行って、優れた強度特性と加工性とを有する
熱延板を経済上有利に製造しようと言うものである。
〈発明が解決しようとする問題点〉
しかしながら、穴拡げ加工品の需要増大に対応して続け
られていた本発明者等の研究を通じて。
られていた本発明者等の研究を通じて。
穴拡げ性に及ぼされる次のような冶金的背景が順次明ら
かとなり、新たな性能を有する鋼板開発の必要性が強く
認識されるようになってきた。
かとなり、新たな性能を有する鋼板開発の必要性が強く
認識されるようになってきた。
即ち、前記特開昭５４−６５１１８号として提案された
方法ではＳ１含有鋼特有の島状スケールが発生し、得ら
れる鋼板の表面性状が劣化してその商品価値の低下を招
くばかシか、穴拡げ性能にも少なからぬ悪影響が及ぼさ
れることとなり、一方。
方法ではＳ１含有鋼特有の島状スケールが発生し、得ら
れる鋼板の表面性状が劣化してその商品価値の低下を招
くばかシか、穴拡げ性能にも少なからぬ悪影響が及ぼさ
れることとなり、一方。
特開昭５８−６．９３６号として提案された方法には５
Ｃ含有量の高い鋼を素材とするので得られる鋼板のパー
ライト分率も高くなって、これが穴拡げ性能に悪影響を
及ばすとの問題点があるなど、いずれも、今後に予想さ
れる苛酷な穴拡げ加工の要望に十分対処できる鋼板を得
るに満足な手段とけ言えなかったのである。
Ｃ含有量の高い鋼を素材とするので得られる鋼板のパー
ライト分率も高くなって、これが穴拡げ性能に悪影響を
及ばすとの問題点があるなど、いずれも、今後に予想さ
れる苛酷な穴拡げ加工の要望に十分対処できる鋼板を得
るに満足な手段とけ言えなかったのである。
〈問題点を解決するだめの手段〉
本発明者等は、上述のような観点から、従来材にみられ
る前記問題点を解決し、特に穴拡げ性の見地から従来材
を凌駕する性能を具備した熱延鋼板をコスト安く、安定
して製造すべく更に研究を続はプこ結果、 （ａ） 鋼板における°′穴拡げ性″は、単に゛伸び
″等で代表される″冷間加工性″のみに左右されるもの
ではなく、伸びや強度、鋼材全体におけるこれらの均一
性、更には表面性状等の要素が微妙に絡み合ったバラン
ス度によって主として支配されていること、 （ｂ） ところが、従来の加工用熱延鋼板において。
る前記問題点を解決し、特に穴拡げ性の見地から従来材
を凌駕する性能を具備した熱延鋼板をコスト安く、安定
して製造すべく更に研究を続はプこ結果、 （ａ） 鋼板における°′穴拡げ性″は、単に゛伸び
″等で代表される″冷間加工性″のみに左右されるもの
ではなく、伸びや強度、鋼材全体におけるこれらの均一
性、更には表面性状等の要素が微妙に絡み合ったバラン
ス度によって主として支配されていること、 （ｂ） ところが、従来の加工用熱延鋼板において。
Ｃ量を減少して硬質第２相の低減を図るとともにＳｌ量
をも抑制することで表面性状を改善し、更に適量のＮの
添加、熱延後の冷却パターンの工夫。
をも抑制することで表面性状を改善し、更に適量のＮの
添加、熱延後の冷却パターンの工夫。
低温巻取りを実施すると、上記各要素の最適バランスが
安定して確保されることとなり、十分な強度と優れた穴
拡げ性を有する熱延鋼板が作業性良く得られること、 以上（ａ）及び（ｂ）に示す如き知見が得られたのであ
る。
安定して確保されることとなり、十分な強度と優れた穴
拡げ性を有する熱延鋼板が作業性良く得られること、 以上（ａ）及び（ｂ）に示す如き知見が得られたのであ
る。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、
Ｃ：０．０１０〜Ｏ，１２０％未満（以下、成分割合は
重量基準とする）。
重量基準とする）。
Ｍｎ： ０．１０〜１．５０％。
Ｐ：０．０５０チ以下。
Ｓｏｔ、Ａ１ ： Ｏ，００５〜０．１０ チ。
Ｎ：０．００２０〜０．０３００チ。
Ｓｉ：０．１５チ未満。
Ｓ：０．０１５％以下
を含有し、必要により更に。
Ｔｉ：０．００５〜００２５チ。
Ｃａ： ０．０００５〜０．０１００％のうちの１種以
上をも含み、 残部、Ｆｅ及び他の不可避的不純物 より成る成分組成の鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡｒ
３点〜（Ａｒ３点＋８０℃）の温度で終了した後、直ち
に２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でオーステナイトとフ
ェライトの２相共存温度域まで急冷し、続いて、この状
態で１〜３０秒間保持するか、或いは１−３０秒間の放
冷を行ってから５再び２０℃／ ｓｅｅ以上の冷却速度
で５００℃未満〜２００℃の温度域まで急冷し、巻取る
ことにより、穴拡げ性の優れた熱延鋼板を安定して製造
する点。
上をも含み、 残部、Ｆｅ及び他の不可避的不純物 より成る成分組成の鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡｒ
３点〜（Ａｒ３点＋８０℃）の温度で終了した後、直ち
に２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でオーステナイトとフ
ェライトの２相共存温度域まで急冷し、続いて、この状
態で１〜３０秒間保持するか、或いは１−３０秒間の放
冷を行ってから５再び２０℃／ ｓｅｅ以上の冷却速度
で５００℃未満〜２００℃の温度域まで急冷し、巻取る
ことにより、穴拡げ性の優れた熱延鋼板を安定して製造
する点。
に特徴を有するものである。
次に、この発明の熱延鋼板の製造方法において。
素材鋼の化学成分組成、並びに熱間圧延・冷却条件を前
記の如くに限定した理由を説明する。
記の如くに限定した理由を説明する。
Ａ）素材鋼の化学成分組成
■ Ｃ
Ｃ成分には、鋼板の強度上昇作用があり、この点では好
ましい元素であるが、０．１２０％以上を含有させると
穴拡げ性が劣化するようになシ、一方、その含有量が０
．０１０％未満では所望の強度が確保できない上、フェ
ライト粒界の脆化を招いて穴拡げ性に悪影響が出て来る
ことから５０含有量を０．０１０〜０．１２０％と定め
た。
ましい元素であるが、０．１２０％以上を含有させると
穴拡げ性が劣化するようになシ、一方、その含有量が０
．０１０％未満では所望の強度が確保できない上、フェ
ライト粒界の脆化を招いて穴拡げ性に悪影響が出て来る
ことから５０含有量を０．０１０〜０．１２０％と定め
た。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分には、固溶硬化５細粒硬化を通じて鋼板の強度
並びに穴拡げ性を向上する作用があるが、その含有量が
０．１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず、
一方、１゜５０チを越えて含有させると変態硬化を生じ
て穴拡げ性の大幅な劣化を来だすことから、 Ｍｎ含有
量は０１０〜１．５０％と定めた。
並びに穴拡げ性を向上する作用があるが、その含有量が
０．１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず、
一方、１゜５０チを越えて含有させると変態硬化を生じ
て穴拡げ性の大幅な劣化を来だすことから、 Ｍｎ含有
量は０１０〜１．５０％と定めた。
■ Ｐ
Ｐ成分は、本発明方法の如き低温巻取りを実施する場合
に、鋼板の穴拡げ性を劣化することなく強度を上昇させ
る作用を発揮するので、好ましくは０．０２０４以上を
含有させることが推奨されるが、０．０５０％を越えて
含有させると溶接部の延性劣化を来たすことから、Ｐ含
有量は０．０５０％以下と定めた。
に、鋼板の穴拡げ性を劣化することなく強度を上昇させ
る作用を発揮するので、好ましくは０．０２０４以上を
含有させることが推奨されるが、０．０５０％を越えて
含有させると溶接部の延性劣化を来たすことから、Ｐ含
有量は０．０５０％以下と定めた。
なお、特に優れた溶接部特性が必要なときには、Ｐ含有
量を０．０１０％以下に抑えることが好ましい。
量を０．０１０％以下に抑えることが好ましい。
■ ｓｏＬ、Ａε
ｓｏｌ、 Ａｌｌ成分は、脱酸剤として有効なものであ
るが、その含有量が０． ００５％未満では脱酸の効果
が期待できなくなシ５．一方、０．１０％を越えて含有
させても脱酸の効果が飽和してしまうことから。
るが、その含有量が０． ００５％未満では脱酸の効果
が期待できなくなシ５．一方、０．１０％を越えて含有
させても脱酸の効果が飽和してしまうことから。
ｓｏＬＭ含有量をＯ，００５〜０．１０ ％と定めた。
Ｎ
本発明方法の如き低温巻取シを実施する場合にはＡＡＮ
の析出が抑制されるが、Ｎ成分は、固溶硬化作用を通じ
て鋼板の強度を大きく上昇する効果を発揮する。この場
合５鋼板の穴拡げ性が劣化することなく大きい強度上昇
を生じるので、非常に好ましい元素であると言える。
の析出が抑制されるが、Ｎ成分は、固溶硬化作用を通じ
て鋼板の強度を大きく上昇する効果を発揮する。この場
合５鋼板の穴拡げ性が劣化することなく大きい強度上昇
を生じるので、非常に好ましい元素であると言える。
しかしながら、Ｎ含有量が０．００２０％未満では所望
の強度向上効果を期待できず、一方、０．０３０Ｑチを
越えて含有させると鋳込時にブローホールを発生するな
ど、実作業上の不都合がもたらされることから、Ｎ含有
量は０．００２０〜６．０３００チと定めた。
の強度向上効果を期待できず、一方、０．０３０Ｑチを
越えて含有させると鋳込時にブローホールを発生するな
ど、実作業上の不都合がもたらされることから、Ｎ含有
量は０．００２０〜６．０３００チと定めた。
■ ５Ｉ
Ｓｉは、延性の点からは有利な元素であることが確認さ
れたが、その含有によって鋼中にＦａｙａｔｉｔｅ（２
ＦｅＯ−５ｉ０２ ）が生成し、熱延鋼板の表面性状を
著しく劣化して穴拡げ性や疲労特性を害することから、
穴拡げ加工用鋼板としてはその含有量を極力抑える方が
好ましい。特に、 Ｓｉ含有量が０．１５チ以上になる
とＦａｙａｔｉｔｅの生成が目立つようになることから
、その含有量を０．１５％未満と定めた。
れたが、その含有によって鋼中にＦａｙａｔｉｔｅ（２
ＦｅＯ−５ｉ０２ ）が生成し、熱延鋼板の表面性状を
著しく劣化して穴拡げ性や疲労特性を害することから、
穴拡げ加工用鋼板としてはその含有量を極力抑える方が
好ましい。特に、 Ｓｉ含有量が０．１５チ以上になる
とＦａｙａｔｉｔｅの生成が目立つようになることから
、その含有量を０．１５％未満と定めた。
＠ Ｓ
Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＡ系介在物（ＭｎＳ系介在
物）を生じ、穴拡げ性に害を及ぼす不純物元素であるの
で極力低減することが望ましいが、その含有量が０．０
１５％以下であれば穴拡げ性劣化の度合が許容し得る範
囲にあり、また製鋼上の経済性をも考慮して、Ｓ含有量
はｏ、 ０１５ ％以下と定めだ。なお、好ましくはＳ
含有量を０．００５％以下に制限するのが良い。
物）を生じ、穴拡げ性に害を及ぼす不純物元素であるの
で極力低減することが望ましいが、その含有量が０．０
１５％以下であれば穴拡げ性劣化の度合が許容し得る範
囲にあり、また製鋼上の経済性をも考慮して、Ｓ含有量
はｏ、 ０１５ ％以下と定めだ。なお、好ましくはＳ
含有量を０．００５％以下に制限するのが良い。
■ Ｔｌ
Ｔｉ成分には、連続鋳造スラブのひび割れを抑制する作
用があるので、該ひび割れ対策として必要により添加さ
れるものであるが、その含有量が０００５％未満では前
記作用に所望の効果を得ることができず、一方、０．０
２５％を越えて含有させても、かかるＴ１の効果は飽和
してしまってそれ以上の向上が認められないことから、
Ｔｉ含有量は０、 ００５〜０．０２５％と定めだ。
用があるので、該ひび割れ対策として必要により添加さ
れるものであるが、その含有量が０００５％未満では前
記作用に所望の効果を得ることができず、一方、０．０
２５％を越えて含有させても、かかるＴ１の効果は飽和
してしまってそれ以上の向上が認められないことから、
Ｔｉ含有量は０、 ００５〜０．０２５％と定めだ。
特に、製鋼−熱延直結プロセスの場合には１割！
れ対策の意味で微量のＴ１添加が好ましい。
れ対策の意味で微量のＴ１添加が好ましい。
■ Ｃａ
Ｃａ成分には、Ａ系介在物（ＭｎＳ系介在物）やＢ系介
在物（ＡＱ２０ｖ系介在物）の形状制御（球状化）によ
り穴拡げ性を向上する作用があるので、穴拡げ性を一層
向上する必要がある場合に添加される元素であるが、そ
の含有量が０．０００５％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、一方、Ｃａ含有量が０．０１００ ％を
越えると介在物量が増加し、却って延性低下からの穴拡
げ性劣化を招くようになる。従って、Ｃａ含有量は０．
０００５〜０．０１００係と定めだ。
在物（ＡＱ２０ｖ系介在物）の形状制御（球状化）によ
り穴拡げ性を向上する作用があるので、穴拡げ性を一層
向上する必要がある場合に添加される元素であるが、そ
の含有量が０．０００５％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、一方、Ｃａ含有量が０．０１００ ％を
越えると介在物量が増加し、却って延性低下からの穴拡
げ性劣化を招くようになる。従って、Ｃａ含有量は０．
０００５〜０．０１００係と定めだ。
Ｂ）熱間圧延・冷却条件
■ 熱間圧延終了温度
熱間圧延終了温度が（Ａｒ３点＋８０℃）よりも高温で
あると、オーステナイトの細粒化が十分に行われず、最
終成品のフェライト粒やパーライト粒が大きくなって良
好な穴拡げ性能が得られず、一方、Ａｒ３点より低い温
度で仕上げるとフェライト変態後加工を受けることとな
って温間加工フェライト粒が残存し、やはり穴拡げ性能
を劣化することから、熱間圧延終了温度はＡｒ３点〜（
Ａｒ５点＋８０℃）と定めた。
あると、オーステナイトの細粒化が十分に行われず、最
終成品のフェライト粒やパーライト粒が大きくなって良
好な穴拡げ性能が得られず、一方、Ａｒ３点より低い温
度で仕上げるとフェライト変態後加工を受けることとな
って温間加工フェライト粒が残存し、やはり穴拡げ性能
を劣化することから、熱間圧延終了温度はＡｒ３点〜（
Ａｒ５点＋８０℃）と定めた。
■ 熱間圧延終了後から２相共存温度域までの冷却速度
熱間圧延終了後、その終了温度であるＡｒ３点〜（Ａｒ
３点＋８０℃）の温度域からオーステナイトとフェライ
トの２相共存温度域までを２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で急冷する理由は、該冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満
であると徐冷となって初析フェライトの結晶粒成長を抑
制することができず、またパーライト・バ′ンド組織と
なりやすいからである。
３点＋８０℃）の温度域からオーステナイトとフェライ
トの２相共存温度域までを２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で急冷する理由は、該冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満
であると徐冷となって初析フェライトの結晶粒成長を抑
制することができず、またパーライト・バ′ンド組織と
なりやすいからである。
即ち、穴拡げ特性上好ましい微細ポリゴナルフエライト
とこれに分散した微細パーライトとの組織を得るために
は、前記区域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
る必要がある。
とこれに分散した微細パーライトとの組織を得るために
は、前記区域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
る必要がある。
なお、冷却速度の高い側には格別な臨界値はなく、実用
上可能な限り高い値とすることができる。
上可能な限り高い値とすることができる。
■ ２相共存域での保持又は空冷
熱間圧延終了後、２０℃／（８）以上の冷却速度でその
まま所定の巻取り温度まで単調冷却すると、ポリゴナル
フエライトの生成が抑制され、所謂ベイナイト組織とな
って穴拡げ性向上効果を十分に確保できなくなることか
ら、一旦、オーステナイトとフェライトの２相共存温度
域、好ましくはフェライト変態ノーズ域にて１〜３０秒
間保持するか、放冷するかの処理を行って所期の微細な
ポリゴナルフエライトを十分に生成せしめる過程が必要
なのである。
まま所定の巻取り温度まで単調冷却すると、ポリゴナル
フエライトの生成が抑制され、所謂ベイナイト組織とな
って穴拡げ性向上効果を十分に確保できなくなることか
ら、一旦、オーステナイトとフェライトの２相共存温度
域、好ましくはフェライト変態ノーズ域にて１〜３０秒
間保持するか、放冷するかの処理を行って所期の微細な
ポリゴナルフエライトを十分に生成せしめる過程が必要
なのである。
オーステナイトとフェライトの２相共存温度域に保持す
るか、この温度域で放冷する時間は１〜３０秒であるが
、その時間が１秒未満の場合にはフェライトの析出が不
十分であり、一方、３０秒を越えてもフェライト変態が
それ以上進行しない上、圧延後、巻取り間での通板時間
が長くなることから、前記時間を１−３０秒間と限定し
た。
るか、この温度域で放冷する時間は１〜３０秒であるが
、その時間が１秒未満の場合にはフェライトの析出が不
十分であり、一方、３０秒を越えてもフェライト変態が
それ以上進行しない上、圧延後、巻取り間での通板時間
が長くなることから、前記時間を１−３０秒間と限定し
た。
■ ２相共存温度域から巻取り温度までの冷却速度
オーステナイトとフェライトの２相共存温度域から巻取
温度たる５００℃未満〜２００℃までの冷却速度を２０
℃／ｓｅｃ以上としたのは、パ・−ライトを微細に分散
させるためであシ、パーライトの微細分散化により所望
とする穴拡げ性能が向上するからであるが、その冷却速
度が２０℃／ｓｅｃ未満では所望の効果を得ることがで
きない。
温度たる５００℃未満〜２００℃までの冷却速度を２０
℃／ｓｅｃ以上としたのは、パ・−ライトを微細に分散
させるためであシ、パーライトの微細分散化により所望
とする穴拡げ性能が向上するからであるが、その冷却速
度が２０℃／ｓｅｃ未満では所望の効果を得ることがで
きない。
なお、この場合の冷却速度も、実用上可能な限り高い値
とすることができる。
とすることができる。
■ 巻取り温度
巻取り温度が５００℃以上であるとＡＱＮが析出してし
まい、固溶Ｎによる強化が期待できなくなる。一方、２
００℃未満の温度で巻取ると、所謂” ＤｕａｔＰｈａ
ｓｅ鋼″となってしまって穴拡げ性能が劣化するばかり
か、降伏比も著しく低くなり、降伏点強度が重視される
構造物への適用が制約されるようになる。従って１巻取
り温度は５００℃未満〜２００℃と定めた。
まい、固溶Ｎによる強化が期待できなくなる。一方、２
００℃未満の温度で巻取ると、所謂” ＤｕａｔＰｈａ
ｓｅ鋼″となってしまって穴拡げ性能が劣化するばかり
か、降伏比も著しく低くなり、降伏点強度が重視される
構造物への適用が制約されるようになる。従って１巻取
り温度は５００℃未満〜２００℃と定めた。
添付図面は、熱延鋼板の引張強さと降伏比に及ぼす巻取
り温度の影響を示すグラフであって。
り温度の影響を示すグラフであって。
Ｏ，ＯＳ％Ｃ−０，０８％Ｓｉ−０，８１％Ｍｎ−０，
０Ｏ５％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％ｓｏｔ、ＡＬ
−０，００４７′ ％Ｎ鋼（Ａｒ３点二８１５℃
）を１２００℃に加熱後熱間圧延し、該熱間圧延を８３
０℃で終了してから（仕上板厚：３間）直ちに５秒間水
冷（平均冷却速度、４０℃／ｓｅｃ ）後、１０秒間放
冷しく放冷開始温度、６１Ｏ℃）、続いて各種巻取り温
度まで再度水冷（平均冷却速度：６０℃／ｓｅｃ）シて
巻取った熱延板について調査したものである。
０Ｏ５％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％ｓｏｔ、ＡＬ
−０，００４７′ ％Ｎ鋼（Ａｒ３点二８１５℃
）を１２００℃に加熱後熱間圧延し、該熱間圧延を８３
０℃で終了してから（仕上板厚：３間）直ちに５秒間水
冷（平均冷却速度、４０℃／ｓｅｃ ）後、１０秒間放
冷しく放冷開始温度、６１Ｏ℃）、続いて各種巻取り温
度まで再度水冷（平均冷却速度：６０℃／ｓｅｃ）シて
巻取った熱延板について調査したものである。
該図面からも、巻取り温度、５００℃未満〜２００℃の
範囲で良好な降伏比の得られることが５そして２００℃
未満の巻取り温度ではＤｕａｔＰｈａｓｅ組織となって
低降伏比となることが明らかである。
範囲で良好な降伏比の得られることが５そして２００℃
未満の巻取り温度ではＤｕａｔＰｈａｓｅ組織となって
低降伏比となることが明らかである。
なお、該図面中のΔ印は、鋼のＮ含有量を０．０１８２
チとしたものの値を示しているが、その値からは、低温
巻取りの時のみＮ添加によって強度が大きく上昇するこ
とがわかる。
チとしたものの値を示しているが、その値からは、低温
巻取りの時のみＮ添加によって強度が大きく上昇するこ
とがわかる。
次いで、この発明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。
説明する。
〈実施例〉
まず、第１表に示される成分組成を有する鋼をそれぞれ
転炉で溶製した後、連続鋳造にてスラブとし１次いでこ
れを第２表に示した圧延条件、冷却・巻取り条件にて処
理し、３．２Ｂ厚の熱延コイルを製造した。
転炉で溶製した後、連続鋳造にてスラブとし１次いでこ
れを第２表に示した圧延条件、冷却・巻取り条件にて処
理し、３．２Ｂ厚の熱延コイルを製造した。
このようにして得られたそれぞれの熱延鋼板に対して、
その機緘的性質を測定した結果も、併せて第２表に示し
た。なお、「穴拡げ率」は、前記熱延鋼板に直径：１４
＋１１ｍの円形打抜き穴を形成した後、該穴に円筒工具
を押し当て・加圧して穴拡げ加工を行い、穴内周に亀裂
を生じた時点の穴の拡大率で示した。
その機緘的性質を測定した結果も、併せて第２表に示し
た。なお、「穴拡げ率」は、前記熱延鋼板に直径：１４
＋１１ｍの円形打抜き穴を形成した後、該穴に円筒工具
を押し当て・加圧して穴拡げ加工を行い、穴内周に亀裂
を生じた時点の穴の拡大率で示した。
第２表に示される結果からも１本発明の方法によれば、
降伏比が比較的高く、極めて優れた穴拡げ性能を有する
熱延鋼板が安定して得られることは明白である。また、
その際、 Ｃａ添加鋼を用いたところの本発明方法１２
．１５及び１７によって得られた熱延鋼板は、特に穴拡
げ性に優れていることも明らかである。
降伏比が比較的高く、極めて優れた穴拡げ性能を有する
熱延鋼板が安定して得られることは明白である。また、
その際、 Ｃａ添加鋼を用いたところの本発明方法１２
．１５及び１７によって得られた熱延鋼板は、特に穴拡
げ性に優れていることも明らかである。
これに対して、鋼の成分組成、或いは熱延板製造条件が
本発明の条件から外れている比較法で得られた熱延鋼板
は、良好な穴拡げ性能を示さないことがわかる。
本発明の条件から外れている比較法で得られた熱延鋼板
は、良好な穴拡げ性能を示さないことがわかる。
なお、かかる著しく低い温度で巻取る熱延板の製造にお
いては５ホツトランテーブル上の冷却手段として、従来
のラミナーフロ一式水冷装置よりもコイル幅方向の冷却
ムラの少ない、しかも冷却効率の良いスリット状ノズル
を備えだＣｕｒｔａｉｎ−ＷａＬＬ Ｃｏｏｋｉｎｇ装
置を使用した水冷方式を採用するのが好ましい。
いては５ホツトランテーブル上の冷却手段として、従来
のラミナーフロ一式水冷装置よりもコイル幅方向の冷却
ムラの少ない、しかも冷却効率の良いスリット状ノズル
を備えだＣｕｒｔａｉｎ−ＷａＬＬ Ｃｏｏｋｉｎｇ装
置を使用した水冷方式を採用するのが好ましい。
〈総括的な効果〉
以上説明したように、この発明によれば、現行の熱間圧
延工程に格別な変更を加えることなく。
延工程に格別な変更を加えることなく。
しかも格別に高価な素材を使用せずに、穴拡げ性に優れ
た高張力熱延鋼板をコスト安く、安定して製造すること
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。
た高張力熱延鋼板をコスト安く、安定して製造すること
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。
添付図面は、引張強さと降伏比に及ぼす巻取り温度の影
響を示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名港靭１／温
肩（０Ｃ）
響を示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名港靭１／温
肩（０Ｃ）
Claims (2)
- （１）重量割合で、 Ｃ：０．０１０〜０．１２０％未満、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｐ：０．０５０％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０〜０．０３００％、 Ｓｉ：０．１５％未満、 Ｓ：０．０１５％以下 を含有し、必要により更に、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％ のうちの１種以上をも含み、 残部：Ｆｅ及び他の不可避的不純物 より成る成分組成の鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡｒ
＿３点〜（Ａｒ＿３点＋８０℃）の温度で終了した後、
直ちに２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でオーステナイト
とフェライトの２相共存温度域まで急冷し、続いてこの
状態で１〜３０秒間保持してから、再び２０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で５００℃未満〜２００℃の温度域まで
急冷し、巻取ることを特徴とする、穴拡げ性の優れた熱
延鋼板の製造方法。 - （２）重量割合で、 Ｃ：０．０１０〜０．１２０％未満、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｐ：０．０５０％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０〜０．０３００％、 Ｓｉ：０．１５％未満、 Ｓ：０．０１５％以下 を含有し、必要により更に、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ のうちの１種以上をも含み、 残部：Ｆｅ及び他の不可避的不純物 より成る成分組成の鋼を熱間圧延するとともに、該熱間
圧延をＡｒ＿３点〜（Ａｒ＿３点＋８０℃）の温度で終
了した後、直ちに２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でオー
ステナイトとフェライトの２相共存温度域まで急冷し、
続いて１〜３０秒間放冷してから、再び２０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で５００℃未満〜２００℃の温度域まで
急冷し、巻取ることを特徴とする、穴拡げ性の優れた熱
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17015784A JPS6148520A (ja) | 1984-08-15 | 1984-08-15 | 穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17015784A JPS6148520A (ja) | 1984-08-15 | 1984-08-15 | 穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6148520A true JPS6148520A (ja) | 1986-03-10 |
| JPS6410563B2 JPS6410563B2 (ja) | 1989-02-22 |
Family
ID=15899737
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17015784A Granted JPS6148520A (ja) | 1984-08-15 | 1984-08-15 | 穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6148520A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5465118A (en) * | 1977-11-04 | 1979-05-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of high strength hot rolled steel sheet |
| JPS586936A (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
| JPS5821009A (ja) * | 1981-07-30 | 1983-02-07 | ミユ−ラ−・コンパニ− | パイプ用小断面形状クランプ |
-
1984
- 1984-08-15 JP JP17015784A patent/JPS6148520A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5465118A (en) * | 1977-11-04 | 1979-05-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of high strength hot rolled steel sheet |
| JPS586936A (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
| JPS5821009A (ja) * | 1981-07-30 | 1983-02-07 | ミユ−ラ−・コンパニ− | パイプ用小断面形状クランプ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6410563B2 (ja) | 1989-02-22 |
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