JPS6293003A - 高強度熱延鋼板の製造法 - Google Patents
高強度熱延鋼板の製造法Info
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- JPS6293003A JPS6293003A JP23389685A JP23389685A JPS6293003A JP S6293003 A JPS6293003 A JP S6293003A JP 23389685 A JP23389685 A JP 23389685A JP 23389685 A JP23389685 A JP 23389685A JP S6293003 A JPS6293003 A JP S6293003A
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
- B21B1/466—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a non-continuous process, i.e. the cast being cut before rolling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
- B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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】
[発明の利用分野]
木閘明は高強度熱延鋼板の製造法に関する。
[発明の背景1
近年自動型X界においては、重体の計量化のため、設計
強度を変更しないで板厚を薄くし得ることが要申されて
いるが、従来の析出硬化型の高張力鋼板では、プレス成
形性が良くないこと、溶接性にも問題があること等から
かかる要望に答えることができない。
強度を変更しないで板厚を薄くし得ることが要申されて
いるが、従来の析出硬化型の高張力鋼板では、プレス成
形性が良くないこと、溶接性にも問題があること等から
かかる要望に答えることができない。
そこで、従来の析出硬化型高張力鋼板に代わる鋼板とし
て、フェライトとマルテンサイトの2相からなる複合組
織型高張力鋼板の採用が増加しつつある0、。
て、フェライトとマルテンサイトの2相からなる複合組
織型高張力鋼板の採用が増加しつつある0、。
しかし、かかる複合組織型鋼板も加工性などの点におい
て必すしの好ましいものではない。
て必すしの好ましいものではない。
そこで、ざらに、Mnを基本成分とし。
Si、 Crを多酸に添加することにより、熱間圧送[
程−巻取Crを経た後においても低降伏比 良通性とい
う特性をもつ複合組織型鋼板が開発されている。
程−巻取Crを経た後においても低降伏比 良通性とい
う特性をもつ複合組織型鋼板が開発されている。
しかし、かかる複合組織型鋼板はSt、C’rを大樋に
使用するためコストが高いという問題点がある。
使用するためコストが高いという問題点がある。
ところで、従来方法においては、熱延鋼板は、汀通造塊
法による鋼塊を分塊して造られたスラブ又は連続鋳造法
により造られたスラブを、一旦常温にまで冷却して、そ
の後加熱炉にて1200−1300℃の高温で長時間の
加熱を行なってから連続熱間圧延機に噛込ませて製造し
ている。
法による鋼塊を分塊して造られたスラブ又は連続鋳造法
により造られたスラブを、一旦常温にまで冷却して、そ
の後加熱炉にて1200−1300℃の高温で長時間の
加熱を行なってから連続熱間圧延機に噛込ませて製造し
ている。
しかし、このように1200℃以上の高温長時間加熱を
スラブに施こすことは加熱敬の莫大な損失となる。
スラブに施こすことは加熱敬の莫大な損失となる。
そこで高強度熱延鋼板を、低コストで、高能・Vで製造
する方法を見出すべき、鋼材成分組成及び圧延処理手段
の両面から各種試験・調査を繰り返しなから研究を屯ね
た結果本発明をなすにいたった。
する方法を見出すべき、鋼材成分組成及び圧延処理手段
の両面から各種試験・調査を繰り返しなから研究を屯ね
た結果本発明をなすにいたった。
[発明の目的]
A、 Q II ハ、加り性が良く、コストの低い熱延
鋼板を低層熱費で製造することができる高強度熱延鋼製
造法を゛提供することを目的とする。
鋼板を低層熱費で製造することができる高強度熱延鋼製
造法を゛提供することを目的とする。
[発明のN要]
上記目的は、上着%で、 C: 0.03〜0.3%。
S i : 0.2−1.5%、 M n : 0.6
〜2.5%、Cr : 0.3〜1.5 、 5 :
0.01%以下、5olA1: 0.01〜0.06%
残部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイトを含む変
態強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法において、凝
固面冷却速度を50℃/分以Eで連続鋳造を行ない高温
スラブを得た後、該スラブが550℃の温度になる前に
、該スラブの温度が1050℃未満の場合には加熱を行
なった後に、該スラブの温度が1050℃以上の場合に
は加熱を行なうことなく熱間圧延を開始し、該熱間圧延
をAr3点以りの温度で終了し、次いで所定の制御冷却
を行なうことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造法によ
って達成される。
〜2.5%、Cr : 0.3〜1.5 、 5 :
0.01%以下、5olA1: 0.01〜0.06%
残部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイトを含む変
態強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法において、凝
固面冷却速度を50℃/分以Eで連続鋳造を行ない高温
スラブを得た後、該スラブが550℃の温度になる前に
、該スラブの温度が1050℃未満の場合には加熱を行
なった後に、該スラブの温度が1050℃以上の場合に
は加熱を行なうことなく熱間圧延を開始し、該熱間圧延
をAr3点以りの温度で終了し、次いで所定の制御冷却
を行なうことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造法によ
って達成される。
以下に本発明の詳細な説明する。
C: 0.03〜0.2 ’a 。
Cは、必要な強度維持及びベイナイト、マルテンサイト
などの低温変態生成物を形成させるうえで必須な元素で
あるが、0.2%を越えると加工性と溶接性を劣化する
ことに加え1本発明の鋼板の特徴の一つである低降伏比
特性を損なうこととなる。その下限は強化及び焼入性向
上効果を発揮させるために0.03%とする。
などの低温変態生成物を形成させるうえで必須な元素で
あるが、0.2%を越えると加工性と溶接性を劣化する
ことに加え1本発明の鋼板の特徴の一つである低降伏比
特性を損なうこととなる。その下限は強化及び焼入性向
上効果を発揮させるために0.03%とする。
S i : 0.2〜1.5 ’a
Stは溶鋼の脱酸に必要な元素であり、また高強度かつ
高延性をうるうえでもっとも有効な置換型固溶元素であ
る。さらに正常なボリゴナルフェライト形成を有利にす
る1動きをもっている。このような特性を発揮させるた
めには0.2%を下限とした。また、溶接部の脆化(遷
移温度のL昇)を防上し1表面酸化スケール状態の悪化
を防ぐために1.5%を上限とした。
高延性をうるうえでもっとも有効な置換型固溶元素であ
る。さらに正常なボリゴナルフェライト形成を有利にす
る1動きをもっている。このような特性を発揮させるた
めには0.2%を下限とした。また、溶接部の脆化(遷
移温度のL昇)を防上し1表面酸化スケール状態の悪化
を防ぐために1.5%を上限とした。
M n + 0.6〜2.5 ’。
亀aiL&11i1−↓1^〜−−γH1+む146ト
去ユフシー】で必須の元素である。その効果を発揮させ
るためには0.8%以1−を必要とし、2.5%を越え
ると、溶接」二困難になると同時に延性を劣化し、鋼板
の価格が高価格となるため北限を2.5%とする。
去ユフシー】で必須の元素である。その効果を発揮させ
るためには0.8%以1−を必要とし、2.5%を越え
ると、溶接」二困難になると同時に延性を劣化し、鋼板
の価格が高価格となるため北限を2.5%とする。
Cr : 0.3〜1.5 ’。
Crは他の元素と異なり、それ自体には固溶強化能はな
いが、焼入性を向上させ所望の組織を得るうえで必要な
元素である。その下限はその効果を発揮させうる埴から
、その北限はその効果が飽和に達し、経済的でなくなる
着から0.1〜1.0%とする。
いが、焼入性を向上させ所望の組織を得るうえで必要な
元素である。その下限はその効果を発揮させうる埴から
、その北限はその効果が飽和に達し、経済的でなくなる
着から0.1〜1.0%とする。
影二ム里友I]
Sは硫化物を生成し、加工性を劣化させるので+iJ及
的に少ない方が望ま、しいが、その含有着が0.01%
以下であれが所望の加工性確保できることからS含有場
の上限を0.01%と定めた。
的に少ない方が望ま、しいが、その含有着が0.01%
以下であれが所望の加工性確保できることからS含有場
の上限を0.01%と定めた。
sat A l + 0.01〜0.08°0solA
Lは鋼の脱酸剤として有効なものであるが、その含有j
5が0.01未満では脱酸の効果が期待できなくなり、
他方0.08%を越えて含有させても脱酸の効果が飽和
してそれ以上の効果が期待できないことから5olAl
含有量を0.01〜0.08%と限定した。
Lは鋼の脱酸剤として有効なものであるが、その含有j
5が0.01未満では脱酸の効果が期待できなくなり、
他方0.08%を越えて含有させても脱酸の効果が飽和
してそれ以上の効果が期待できないことから5olAl
含有量を0.01〜0.08%と限定した。
’ 、?”50℃ ゛ とした−
〇
現行の連続鋳造スラブでは、凝固時冷却速度が中心付近
で3〜b にMn、S、P’iの溶質成分の、溶鋼と固体鉄分間の
分配が完全に生じるため(分配係数小)、凝固後−次デ
ンドライトとデンドライト樹脂間の最終凝固部では溶質
元素の濃淡が大きい、この傾向は複合組織型鋼板のよう
にM n gの高い鋼種では著しい、このような7a淡
は熱間圧延後も維持され、極端な場合には bande
dsutructureとよばれる積層構造を呈する。
で3〜b にMn、S、P’iの溶質成分の、溶鋼と固体鉄分間の
分配が完全に生じるため(分配係数小)、凝固後−次デ
ンドライトとデンドライト樹脂間の最終凝固部では溶質
元素の濃淡が大きい、この傾向は複合組織型鋼板のよう
にM n gの高い鋼種では著しい、このような7a淡
は熱間圧延後も維持され、極端な場合には bande
dsutructureとよばれる積層構造を呈する。
このため制御冷却を行なった後には、M n filの
高い領域ではマルテンサイト粒が密集し、ひどい場合に
は層状のマルテンサイ)75が生成する。一方、Mni
の少ない領域では全くマルテンサイト相が存在しない、
このような不均一組織は複合組織型鋼板の特徴である延
性を劣化する。
高い領域ではマルテンサイト粒が密集し、ひどい場合に
は層状のマルテンサイ)75が生成する。一方、Mni
の少ない領域では全くマルテンサイト相が存在しない、
このような不均一組織は複合組織型鋼板の特徴である延
性を劣化する。
凝固時冷却速度を50℃/分以上とすることにより、分
配係数が大きくなり、2.5%Mn以Fの鋼において複
合組織を得るうえで問題にならない程度までMn等の濃
度差が少ない私が判明した。逆にいうならば、凝固時冷
却速度が50℃/分で連続鋳造すると複合組織型鋼強度
熱延鋼板の延性が大幅に向上する。さらに凝固時冷却速
度の増大はスラブ中心部のマクロ偏析も軽減し、材質を
向上させる。
配係数が大きくなり、2.5%Mn以Fの鋼において複
合組織を得るうえで問題にならない程度までMn等の濃
度差が少ない私が判明した。逆にいうならば、凝固時冷
却速度が50℃/分で連続鋳造すると複合組織型鋼強度
熱延鋼板の延性が大幅に向上する。さらに凝固時冷却速
度の増大はスラブ中心部のマクロ偏析も軽減し、材質を
向上させる。
凝固時冷却速度増大の実現手段については従来厚さの連
続鋳造において強冷却してもよいし、冷却速度に見合う
厚さの薄スラブに連続鋳造しても良い、この場合、スラ
ブ厚の減少に伴なう圧延比の低下は1元来溶質°元素の
濃度差が小さいため、材質に全く影響を及ぼさない。
続鋳造において強冷却してもよいし、冷却速度に見合う
厚さの薄スラブに連続鋳造しても良い、この場合、スラ
ブ厚の減少に伴なう圧延比の低下は1元来溶質°元素の
濃度差が小さいため、材質に全く影響を及ぼさない。
スラブの溶製枝鎖スラブを550℃以北に保持するのは
、未変態オーステナイ)1が50%以]−確保されてい
る状態より再加熱するためである。
、未変態オーステナイ)1が50%以]−確保されてい
る状態より再加熱するためである。
この状態より再加熱−熱延後、制御冷却を行なうと、フ
ェライト変態が高温域で確保されるため、急冷時生成さ
れるマルテンサイト粒が微細に、かつ均一に分散され、
従来材に比べきめて高延性の複合組織型高強度鋼板とな
る。
ェライト変態が高温域で確保されるため、急冷時生成さ
れるマルテンサイト粒が微細に、かつ均一に分散され、
従来材に比べきめて高延性の複合組織型高強度鋼板とな
る。
なお、550℃以上の温度への保温は例えば断熱材によ
り行なえばよい。
り行なえばよい。
なお、熱間圧延はたとば1050〜1150°Cの温度
で開始すればよい。
で開始すればよい。
熱間圧延終了後は所定の制御冷却を行なう。
[実施例]
第1表に示す鋼を溶製した。At、A2゜Bl、B2は
実施例であり、他は比較例である。
実施例であり、他は比較例である。
Al、A2.A3.Bl、B’2.B3゜C1,C2に
ついてはスラブ厚50 m m tで連続鋳造機で凝固
させた。ざらにAt、A2゜Bl、B2.CIについて
は連続鋳造機から出てきた高温スラブに断熱材等で保熱
、さらには軽加熱によって第2表に示すような条件のも
とで熱間圧延し、板厚2.8mmの熱延コイルとした。
ついてはスラブ厚50 m m tで連続鋳造機で凝固
させた。ざらにAt、A2゜Bl、B2.CIについて
は連続鋳造機から出てきた高温スラブに断熱材等で保熱
、さらには軽加熱によって第2表に示すような条件のも
とで熱間圧延し、板厚2.8mmの熱延コイルとした。
A3.B3.C3については常温まで冷却後、従来工程
で再加熱し、熱間圧延した。
で再加熱し、熱間圧延した。
また、A4.A5.B4.B5は従来タイプの連続鋳造
によって得たスラブで、A4.B4については直接圧延
、また、A5.B5については再加熱し、熱間圧延を行
なった。
によって得たスラブで、A4.B4については直接圧延
、また、A5.B5については再加熱し、熱間圧延を行
なった。
なお、本実施例においては制御冷却の一例として次の冷
却を行なった。すなわち1強度・延性ツバランスからフ
ェライト体積率を50%以上確保するため、フェライト
ノーズ付近は10℃/s以下で徐冷し、その後600℃
以下の巻取温度まで20℃/S以上で急冷した。
却を行なった。すなわち1強度・延性ツバランスからフ
ェライト体積率を50%以上確保するため、フェライト
ノーズ付近は10℃/s以下で徐冷し、その後600℃
以下の巻取温度まで20℃/S以上で急冷した。
第3表に示すように本実施例に係る熱延鋼板はいずれも
加工性、特に強度−延性バランス(TSXEfL)が飛
躍的に向丘している上、加熱炉現弔位の低減がはかられ
えいるのが明らかである。従って、本実施例によれば、
加工性の良好な複合組織鋼強度熱延鋼板を安価に製造す
ることができる。
加工性、特に強度−延性バランス(TSXEfL)が飛
躍的に向丘している上、加熱炉現弔位の低減がはかられ
えいるのが明らかである。従って、本実施例によれば、
加工性の良好な複合組織鋼強度熱延鋼板を安価に製造す
ることができる。
[発IIの効果]
)K発明によれば次のもろもろの効果が得られる。
■高価な元素を使用することなく加工性の良好な熱延鋼
板を製造することができ、自動車の重体用の鋼板として
適用するのに好適な高強度熱延鋼板が得られる。
板を製造することができ、自動車の重体用の鋼板として
適用するのに好適な高強度熱延鋼板が得られる。
・■加熱費の節約が可能である。
第1表
○印は実施例
第2表
○印は実施例
第3表(そのl)
○印は実施例
第3表(その2)
○印は実施例
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%で、C:0.03〜0.2%、Si:0.2
〜1.5%、Mn:0.6〜2.5%、Cr:0.3〜
1.5、S:0.01%以下、solAl:0.01〜
0.06%残部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイ
トを含む変態強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法に
おいて、凝固時冷却速度を50℃/分以上で連続鋳造を
行ない高温スラブを得た後、該スラブが550℃の温度
になる前に、該スラブの温度が1050℃未満の場合に
は加熱を行なった後に、該スラブの温度が1050℃以
上の場合には加熱を行なうことなく熱間圧延を開始し、
該熱間圧延をAr_3点以上の温度で終了し、次いで所
定の制御冷却を行なうことを特徴とする高強度熱延鋼板
の製造法。 2 高温薄スラブを得た後、該スラブを保温する特許請
求の範囲第1項又は第2項記載の高強度熱延鋼板の製造
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23389685A JPS6293003A (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23389685A JPS6293003A (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6293003A true JPS6293003A (ja) | 1987-04-28 |
JPH0573802B2 JPH0573802B2 (ja) | 1993-10-15 |
Family
ID=16962266
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23389685A Granted JPS6293003A (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6293003A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000119831A (ja) * | 1998-10-08 | 2000-04-25 | Nippon Steel Corp | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59208018A (ja) * | 1983-05-12 | 1984-11-26 | Kawasaki Steel Corp | 鋼板の靭性改善方法 |
JPS6075518A (ja) * | 1983-09-29 | 1985-04-27 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の改善に有効な熱間圧延法 |
-
1985
- 1985-10-18 JP JP23389685A patent/JPS6293003A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59208018A (ja) * | 1983-05-12 | 1984-11-26 | Kawasaki Steel Corp | 鋼板の靭性改善方法 |
JPS6075518A (ja) * | 1983-09-29 | 1985-04-27 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の改善に有効な熱間圧延法 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000119831A (ja) * | 1998-10-08 | 2000-04-25 | Nippon Steel Corp | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0573802B2 (ja) | 1993-10-15 |
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