JPS62968B2 - - Google Patents
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- JPS62968B2 JPS62968B2 JP55090846A JP9084680A JPS62968B2 JP S62968 B2 JPS62968 B2 JP S62968B2 JP 55090846 A JP55090846 A JP 55090846A JP 9084680 A JP9084680 A JP 9084680A JP S62968 B2 JPS62968 B2 JP S62968B2
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Description
本発明は、高強度高降伏比型熱間圧延高張力鋼
板の製造法に関し、さらに詳しくは、強度70Kg/
mm2以上、降伏比95％以上の高強度高降伏比型熱間
圧延高張力鋼板の製造法に関する。 最近になつて、建設機械、自動車、その他の鋼
構造物の安全確保、軽量化および力薄肉鋼板の製
造法に関するものである。 最近になつて、建設機械、自動車、その他の鋼
構造物の安全確保、軽量化および薄肉化を図るた
めに高強度の鋼材が要求されるようになり、か
つ、加工性の良好な高張力鋼材も要求されてい
る。 本出願人は、この要求に応ずるために、先に、
高降伏比型非調質熱間圧延高張力鋼板の製造法に
ついて発明をし、既に出願をしている（特願54−
151236号）。そして、この出願においては引張強
さ70Kg/mm2以上の加工性の良好な熱間圧延高張力
鋼板を製造するものであるが、著しい高降伏比型
高張力鋼板は未だ作られていないのが現状であ
り、上記した要求に対して極めて不充分である。
勿論、焼入れ、焼戻しや合金元素を多量に使用す
ることによつて可能ではあるが、作業が煩雑、か
つ、複雑となり、さらに、経済的ではない。 本発明は、上記した種々の要求に応ずるため、
および、既に提案されている特願昭54−151236号
明細書に記載の発明をさらに改良するためになさ
れたものであり、鋼の成分、熱間圧延条件につい
て詳細に研究を行つた結果、上記の要求、並びに
改良を達成した高強度高降伏比型熱間圧延高張力
鋼板の製造法（以下単に本発明の製造法というこ
とがある。）である。 本発明に係る高強度高降伏比型熱間圧延高張力
鋼板の製造法の特徴とするところは、 C0.15％以下、Si0.1〜１％、 Mn1.5〜2.5％、Cr0.2〜0.6％、 Ti0.05〜0.2％ を含む鋼を、1200〜1300℃の温度に加熱し、熱間
圧延仕上温度を850〜950℃の温度で熱間圧延し、
熱間圧延仕上げから巻き取りまでの平均冷却速度
８〜100℃／秒で冷却し、600〜450℃の温度で巻
き取り、その後500〜700℃の温度で低温焼鈍する
ことを特徴とする強度70Kg/mm2以上、降伏比95％
以上の高強度高降伏比型熱間圧延高張力鋼板の製
造法にある。 また、Caを0.005〜0.01％含有させることもで
きるのである。 以下、本発明の製造法について、具体的、か
つ、詳細に説明する。 本発明の製造法において使用される鋼の含有成
分および含有割合について説明する。 Ｃは強度を高めるための元素であり、冷間加工
性、溶接性の点から、Ｃ含有量は0.15％を越えて
はならないのである。 Siは強度、即ち、固溶強化機能を発揮させるの
に好ましい元素であり、含有量が0.1％未満では
効果がなく、また、１％を越えて含有されると溶
接性、表面性状が悪化する。よつて、Si含有量は
0.1〜１％とする。 Mnは鋼に延性と強度を付与するのに有効な元
素であり、含有量が0.5％未満では強化能とベイ
ナイト変態を劣化させ、また、2.5％を越えて含
有されると冷間加工性および溶接性が悪くなる。
よつて、Mn含有量は1.5〜2.5％とする。 Crは強度の改善と加工性を高める元素であ
り、含有量が0.2％未満ではベイナイト変態の促
進効果が少なく、加工性の改良はなく、また、
0.6％を越えて含有されると溶接性が劣化する。
よつて、Cr含有量は0.2〜0.6％とする。 Tiは微細な炭窒化物（Ti（CN））の析出強
化、スラブ加熱時のオーステナイト粒の再結晶、
粒成長の抑制よるベイナイト粒の微細化とそれに
基ずく延性の向上および硫化物系介在物の形態制
御による加工性を向上させるものであるが、含有
量が0.05％未満ではこの効果が少なく、また、
0.2％を越えて含有されると効果が飽和するだけ
でなく、延性の低下を生じることがある。よつ
て、Ti含有量は0.05〜0.2％とする。 Caは硫化物系介在物の形態制御のために必要
に応じて加えられるが、また、熱間圧延の変動に
伴う材質変動を抑制し、材質特性値の高度の安定
化を図り、かつ、低温靭性を高めるものであり、
含有量が0.005％未満ではこれらの効果は不充分
であり、また、0.01％を越えて含有されると加工
性が低下する。よつて、Ca含有量は0.005〜0.01
％とする。 これら上記の各成分の外に、Al、Ｓ、Ｎ等が
含有されることもあるが、Alは溶鋼精練時の脱
酸剤として含有させるが多量に含有されると冷間
加工性を害するのでsol.Alとして含有量は0.08％
以下の含有が望ましく、Ｓは加工性に有害な硫化
物系介在物を形成し、また、TiSを形成してTiの
含有効果を減少させるのを防ぐためにＳ含有量は
0.020％以下とするのが望ましく、また、Ｎは
TiNを形成してTiの含有効果を弱めるのを防ぐた
めにはＮ含有量は0.01％以下とするのが望まし
い。 次に、本発明の製造法における熱処理条件につ
いて説明する。 鋼の加熱温度は1200〜1300℃とするのである
が、この加熱温度が1200℃より低いと、Ti等の
合金元素が素地中に完全に固溶することができな
いので、その後のTiの炭窒化物等の析出が充分
に行なわれないので高強度が得られず、また、加
熱時のオーステナイト粒が混粒化してしまうので
靭性のバラツキが増加し、また、加熱温度が1300
℃より高いとオーステナイト粒が粗大化し、靭性
と加工性が低下する。よつて、鋼の加熱温度は
1200〜1300℃とする。 熱間圧延の仕上温度は850〜950℃とするのであ
るが、この仕上げ温度が850℃より低いと、γ単
相領域で熱間圧延を終了させることができず、ま
た、950℃より高いとフエライト粒が粗大化し、
靭性、加工性が低下する。よつて、熱間圧延の仕
上げ温度は850〜950℃とする。 熱間圧延仕上げから巻取りまでの平均冷却速度
を８〜100℃／秒で冷却するのは、８℃／秒以上
の冷却で冷却途中でポリゴナルフエライトが生成
するのを防止し、かつ、焼鈍時に析出させるTi
を固溶状態で温存させるためであり、８℃／秒未
満ではこのような効果がなく、また、100℃／秒
を越える冷却ではマルテンサイトの生成を防止す
ることができない。よつて、熱間圧延仕上げから
巻取りまでの平均冷却速度は８〜100℃／秒とす
る。 巻取り温度を600〜450℃とするのは、微細ベイ
ナイトを析出させ、かつ、焼鈍時に析出させる
Tiを固溶状態で温存させるためであり、特に、
600℃以下の可及的に低温が望ましいが、450℃以
下ではマルテンサイトが生成し、靭性が低下す
る。よつて、巻取り温度は600〜450℃とする。 次に、低温焼鈍を500〜700℃を行うのは、熱間
圧延された鋼板の状態において生成した微細ベイ
ナイト組織を温存し、かつ、TiCの析出を促進す
るためである。 第１図は実施例の第２表の実験No.１〜10につい
ての焼鈍温度と引張強さ、降伏応力、降伏比との
関係を示した図であるが、第１図からわかるよう
に、焼鈍温度500〜700℃の場合には降伏比95％以
上の高降伏比となるものである。 なお、低降伏比型とする場合には、第１図から
わかるように焼鈍温度を750℃以上にすればよ
く、また、あまり高温にすると熱間圧延ままの状
態に比べて引張強さが低下するので、上限は850
℃とすればよい。このような低降伏比型をねらう
場合焼鈍温度を750〜850℃とすると、組織の一部
がベイナイトからフエライトに変化し、かつ、
TiCの析出強化機能の一部が喪失する。 本発明に係る高強度高降伏比型熱間圧延高張力
鋼板の製造法の実施例を比較例と共に説明する。 実施例 本発明の製造法で用いる供試鋼と比較鋼との化
学組成を第１表に示す。 この第１表に示されている鋼を種々の熱間圧延
条件および焼鈍条件により製造された熱間圧延鋼
板の諸性質を第２表に示す。
板の製造法に関し、さらに詳しくは、強度70Kg/
mm2以上、降伏比95％以上の高強度高降伏比型熱間
圧延高張力鋼板の製造法に関する。 最近になつて、建設機械、自動車、その他の鋼
構造物の安全確保、軽量化および力薄肉鋼板の製
造法に関するものである。 最近になつて、建設機械、自動車、その他の鋼
構造物の安全確保、軽量化および薄肉化を図るた
めに高強度の鋼材が要求されるようになり、か
つ、加工性の良好な高張力鋼材も要求されてい
る。 本出願人は、この要求に応ずるために、先に、
高降伏比型非調質熱間圧延高張力鋼板の製造法に
ついて発明をし、既に出願をしている（特願54−
151236号）。そして、この出願においては引張強
さ70Kg/mm2以上の加工性の良好な熱間圧延高張力
鋼板を製造するものであるが、著しい高降伏比型
高張力鋼板は未だ作られていないのが現状であ
り、上記した要求に対して極めて不充分である。
勿論、焼入れ、焼戻しや合金元素を多量に使用す
ることによつて可能ではあるが、作業が煩雑、か
つ、複雑となり、さらに、経済的ではない。 本発明は、上記した種々の要求に応ずるため、
および、既に提案されている特願昭54−151236号
明細書に記載の発明をさらに改良するためになさ
れたものであり、鋼の成分、熱間圧延条件につい
て詳細に研究を行つた結果、上記の要求、並びに
改良を達成した高強度高降伏比型熱間圧延高張力
鋼板の製造法（以下単に本発明の製造法というこ
とがある。）である。 本発明に係る高強度高降伏比型熱間圧延高張力
鋼板の製造法の特徴とするところは、 C0.15％以下、Si0.1〜１％、 Mn1.5〜2.5％、Cr0.2〜0.6％、 Ti0.05〜0.2％ を含む鋼を、1200〜1300℃の温度に加熱し、熱間
圧延仕上温度を850〜950℃の温度で熱間圧延し、
熱間圧延仕上げから巻き取りまでの平均冷却速度
８〜100℃／秒で冷却し、600〜450℃の温度で巻
き取り、その後500〜700℃の温度で低温焼鈍する
ことを特徴とする強度70Kg/mm2以上、降伏比95％
以上の高強度高降伏比型熱間圧延高張力鋼板の製
造法にある。 また、Caを0.005〜0.01％含有させることもで
きるのである。 以下、本発明の製造法について、具体的、か
つ、詳細に説明する。 本発明の製造法において使用される鋼の含有成
分および含有割合について説明する。 Ｃは強度を高めるための元素であり、冷間加工
性、溶接性の点から、Ｃ含有量は0.15％を越えて
はならないのである。 Siは強度、即ち、固溶強化機能を発揮させるの
に好ましい元素であり、含有量が0.1％未満では
効果がなく、また、１％を越えて含有されると溶
接性、表面性状が悪化する。よつて、Si含有量は
0.1〜１％とする。 Mnは鋼に延性と強度を付与するのに有効な元
素であり、含有量が0.5％未満では強化能とベイ
ナイト変態を劣化させ、また、2.5％を越えて含
有されると冷間加工性および溶接性が悪くなる。
よつて、Mn含有量は1.5〜2.5％とする。 Crは強度の改善と加工性を高める元素であ
り、含有量が0.2％未満ではベイナイト変態の促
進効果が少なく、加工性の改良はなく、また、
0.6％を越えて含有されると溶接性が劣化する。
よつて、Cr含有量は0.2〜0.6％とする。 Tiは微細な炭窒化物（Ti（CN））の析出強
化、スラブ加熱時のオーステナイト粒の再結晶、
粒成長の抑制よるベイナイト粒の微細化とそれに
基ずく延性の向上および硫化物系介在物の形態制
御による加工性を向上させるものであるが、含有
量が0.05％未満ではこの効果が少なく、また、
0.2％を越えて含有されると効果が飽和するだけ
でなく、延性の低下を生じることがある。よつ
て、Ti含有量は0.05〜0.2％とする。 Caは硫化物系介在物の形態制御のために必要
に応じて加えられるが、また、熱間圧延の変動に
伴う材質変動を抑制し、材質特性値の高度の安定
化を図り、かつ、低温靭性を高めるものであり、
含有量が0.005％未満ではこれらの効果は不充分
であり、また、0.01％を越えて含有されると加工
性が低下する。よつて、Ca含有量は0.005〜0.01
％とする。 これら上記の各成分の外に、Al、Ｓ、Ｎ等が
含有されることもあるが、Alは溶鋼精練時の脱
酸剤として含有させるが多量に含有されると冷間
加工性を害するのでsol.Alとして含有量は0.08％
以下の含有が望ましく、Ｓは加工性に有害な硫化
物系介在物を形成し、また、TiSを形成してTiの
含有効果を減少させるのを防ぐためにＳ含有量は
0.020％以下とするのが望ましく、また、Ｎは
TiNを形成してTiの含有効果を弱めるのを防ぐた
めにはＮ含有量は0.01％以下とするのが望まし
い。 次に、本発明の製造法における熱処理条件につ
いて説明する。 鋼の加熱温度は1200〜1300℃とするのである
が、この加熱温度が1200℃より低いと、Ti等の
合金元素が素地中に完全に固溶することができな
いので、その後のTiの炭窒化物等の析出が充分
に行なわれないので高強度が得られず、また、加
熱時のオーステナイト粒が混粒化してしまうので
靭性のバラツキが増加し、また、加熱温度が1300
℃より高いとオーステナイト粒が粗大化し、靭性
と加工性が低下する。よつて、鋼の加熱温度は
1200〜1300℃とする。 熱間圧延の仕上温度は850〜950℃とするのであ
るが、この仕上げ温度が850℃より低いと、γ単
相領域で熱間圧延を終了させることができず、ま
た、950℃より高いとフエライト粒が粗大化し、
靭性、加工性が低下する。よつて、熱間圧延の仕
上げ温度は850〜950℃とする。 熱間圧延仕上げから巻取りまでの平均冷却速度
を８〜100℃／秒で冷却するのは、８℃／秒以上
の冷却で冷却途中でポリゴナルフエライトが生成
するのを防止し、かつ、焼鈍時に析出させるTi
を固溶状態で温存させるためであり、８℃／秒未
満ではこのような効果がなく、また、100℃／秒
を越える冷却ではマルテンサイトの生成を防止す
ることができない。よつて、熱間圧延仕上げから
巻取りまでの平均冷却速度は８〜100℃／秒とす
る。 巻取り温度を600〜450℃とするのは、微細ベイ
ナイトを析出させ、かつ、焼鈍時に析出させる
Tiを固溶状態で温存させるためであり、特に、
600℃以下の可及的に低温が望ましいが、450℃以
下ではマルテンサイトが生成し、靭性が低下す
る。よつて、巻取り温度は600〜450℃とする。 次に、低温焼鈍を500〜700℃を行うのは、熱間
圧延された鋼板の状態において生成した微細ベイ
ナイト組織を温存し、かつ、TiCの析出を促進す
るためである。 第１図は実施例の第２表の実験No.１〜10につい
ての焼鈍温度と引張強さ、降伏応力、降伏比との
関係を示した図であるが、第１図からわかるよう
に、焼鈍温度500〜700℃の場合には降伏比95％以
上の高降伏比となるものである。 なお、低降伏比型とする場合には、第１図から
わかるように焼鈍温度を750℃以上にすればよ
く、また、あまり高温にすると熱間圧延ままの状
態に比べて引張強さが低下するので、上限は850
℃とすればよい。このような低降伏比型をねらう
場合焼鈍温度を750〜850℃とすると、組織の一部
がベイナイトからフエライトに変化し、かつ、
TiCの析出強化機能の一部が喪失する。 本発明に係る高強度高降伏比型熱間圧延高張力
鋼板の製造法の実施例を比較例と共に説明する。 実施例 本発明の製造法で用いる供試鋼と比較鋼との化
学組成を第１表に示す。 この第１表に示されている鋼を種々の熱間圧延
条件および焼鈍条件により製造された熱間圧延鋼
板の諸性質を第２表に示す。
【表】
【表】
この第２表から明らかなように、本発明の製造
法による鋼板は、すべて強度70Kg/mm2（引張強
さ）以上であり、また、降伏比は95％以上であ
る。 これに対して、他のものは、降伏比は全部95％
以下のものばかりであり、本発明の製造法による
鋼板がいかに優れているものであるかは明らかで
ある。 第１図に実験No.１〜６および10についての機械
的性質と焼鈍温度との関係を示すグラフであり、
この第１図からも明らかであるが、本発明の製造
法における焼鈍温度500〜700℃の範囲の低温焼鈍
を行うことにより、極めて優れた機械的性質を示
している。しかし、この温度範囲を外れると何れ
の機械的性質も極端に悪くなつていることがわか
る。 以上説明したように、本発明に係る高強度高降
伏比型熱間圧延高張力鋼板の製造法は上記の構成
を有しているものであるから、高強度であり、か
つ、高降伏比であり、加工性、溶接性に優れた鋼
板を製造することができ、また、表面性状も良好
であり、建設機械、自動車等やその他の用途に好
適な鋼材を提供することができるものである。
法による鋼板は、すべて強度70Kg/mm2（引張強
さ）以上であり、また、降伏比は95％以上であ
る。 これに対して、他のものは、降伏比は全部95％
以下のものばかりであり、本発明の製造法による
鋼板がいかに優れているものであるかは明らかで
ある。 第１図に実験No.１〜６および10についての機械
的性質と焼鈍温度との関係を示すグラフであり、
この第１図からも明らかであるが、本発明の製造
法における焼鈍温度500〜700℃の範囲の低温焼鈍
を行うことにより、極めて優れた機械的性質を示
している。しかし、この温度範囲を外れると何れ
の機械的性質も極端に悪くなつていることがわか
る。 以上説明したように、本発明に係る高強度高降
伏比型熱間圧延高張力鋼板の製造法は上記の構成
を有しているものであるから、高強度であり、か
つ、高降伏比であり、加工性、溶接性に優れた鋼
板を製造することができ、また、表面性状も良好
であり、建設機械、自動車等やその他の用途に好
適な鋼材を提供することができるものである。
第１図は機械的性質と焼鈍温度との関係を示す
グラフである。
グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.15％以下、Si0.1〜１％、 Mn1.5〜2.5％、Cr0.2〜0.6％、 Ti0.05〜0.2％ を含む鋼を、1200〜1300℃の温度に加熱し、熱間
圧延仕上温度を850〜950℃の温度で熱間圧延し、
熱間圧延仕上げから巻き取りまでの平均冷却速度
８〜100℃／秒で冷却し、600〜450℃の温度で巻
き取り、その後500〜700℃の温度で低温焼鈍する
ことを特徴とする強度70Kg/mm2以上、降伏比95％
以上の高強度高降伏比型熱間圧延高張力鋼板の製
造法。 ２ 特許請求の範囲第１項のにおいて、鋼が
0.005〜0.01％のCaを含む鋼であることを特徴と
する高強度高降伏比型熱間圧延高張力鋼板の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9084680A JPS5716120A (en) | 1980-07-03 | 1980-07-03 | Manufacture of high-strength and high-yield ratio type hot-rolled high tensile steel plate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9084680A JPS5716120A (en) | 1980-07-03 | 1980-07-03 | Manufacture of high-strength and high-yield ratio type hot-rolled high tensile steel plate |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5716120A JPS5716120A (en) | 1982-01-27 |
| JPS62968B2 true JPS62968B2 (ja) | 1987-01-10 |
Family
ID=14009943
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9084680A Granted JPS5716120A (en) | 1980-07-03 | 1980-07-03 | Manufacture of high-strength and high-yield ratio type hot-rolled high tensile steel plate |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5716120A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62204161U (ja) * | 1986-06-10 | 1987-12-26 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5388620A (en) * | 1977-01-17 | 1978-08-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of hot rolled steel belt having high strength |
-
1980
- 1980-07-03 JP JP9084680A patent/JPS5716120A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62204161U (ja) * | 1986-06-10 | 1987-12-26 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5716120A (en) | 1982-01-27 |
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