JPS63195223A - 耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS63195223A JPS63195223A JP2702687A JP2702687A JPS63195223A JP S63195223 A JPS63195223 A JP S63195223A JP 2702687 A JP2702687 A JP 2702687A JP 2702687 A JP2702687 A JP 2702687A JP S63195223 A JPS63195223 A JP S63195223A
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Landscapes
- 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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、高r値熱延鋼板の製造方法に関し、特に、
深絞り性に優れた極低C−A1キルド−T1あるいはN
bの単独添加鋼又はTI及びNbの複合添加鋼における
耐たてわれ性の改善に関するものである。
深絞り性に優れた極低C−A1キルド−T1あるいはN
bの単独添加鋼又はTI及びNbの複合添加鋼における
耐たてわれ性の改善に関するものである。
近年、主に自動車部材において、プレス成形用鋼板の深
絞り性(r値)に対する要求は従来にも増して一段と厳
しいものがある。
絞り性(r値)に対する要求は従来にも増して一段と厳
しいものがある。
そしてこの深絞り性向上のための研究開発は精力的に行
われており、その1例として、極低C−A1キルド鋼を
温間で熱延し、高r値熱延鋼板を得る試みがなされてい
る。この温間圧延による熱延鋼板においても、高い深絞
り性を得るためには、鋼中の固溶C,Mnを低減させる
必要がある。これに対して今日の製鋼技術の進歩、及び
Ti、Nb等のC固着原子の鋼中への単独又は複合添加
によって、鋼中の固t’setをほぼ零まで下げること
が可能になっている。
われており、その1例として、極低C−A1キルド鋼を
温間で熱延し、高r値熱延鋼板を得る試みがなされてい
る。この温間圧延による熱延鋼板においても、高い深絞
り性を得るためには、鋼中の固溶C,Mnを低減させる
必要がある。これに対して今日の製鋼技術の進歩、及び
Ti、Nb等のC固着原子の鋼中への単独又は複合添加
によって、鋼中の固t’setをほぼ零まで下げること
が可能になっている。
しかし一方で、固溶CMの低減は結晶粒界における原子
間の結合力を弱め、2次加工時における耐たてわれ性を
劣化させることが知られており、このことはTi、Nb
を原子当量板」二添加した極低C−Aj2キルド鋼を温
間域で熱延した熱延鋼板についても同様である。
間の結合力を弱め、2次加工時における耐たてわれ性を
劣化させることが知られており、このことはTi、Nb
を原子当量板」二添加した極低C−Aj2キルド鋼を温
間域で熱延した熱延鋼板についても同様である。
この発明はかかる問題点に鑑み、耐たてわれ性を改善し
た高r値熱延鋼板の製造方法を提供せんとするものであ
る。
た高r値熱延鋼板の製造方法を提供せんとするものであ
る。
そして本件発明者は、従来の極低C−ARキルド−Ti
−34あるいはNbの単独又はTi及びNbの複合添加
鋼の温間域圧延鋼板における耐たてわれ性の改善につい
て鋭意研究し、検討を重ねた結果、鋼中のS量を制御し
、又Caを添加することで、耐たてわれ性に優れた高r
(a熱延鋼板が得られることを見出し本発明をなした
ものである。
−34あるいはNbの単独又はTi及びNbの複合添加
鋼の温間域圧延鋼板における耐たてわれ性の改善につい
て鋭意研究し、検討を重ねた結果、鋼中のS量を制御し
、又Caを添加することで、耐たてわれ性に優れた高r
(a熱延鋼板が得られることを見出し本発明をなした
ものである。
即ち、本願の第1の発明は、 C: 0.013重量%
以下、M n : 0.05〜0.35重景気、S :
0.005重量%以下、P:o、o2重量%以下、s
oj!、 AI :0゜005〜0.080重量%を含
有し、Ti:0.2重量%以下、Nb:o、3重量%以
下で、かつC/12<(T i */*=Ti−48+
N b/93) < 3 X C/12 (但し、Ti
* −T 1−48/14・N−48/32・S)と
なるような重量%のTiあるいはNbを単独添加又は複
合添加した残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼に対
し、500℃〜800℃で潤滑を施しつつ60〜95%
の合計圧下率で圧延し、焼鈍処理又は700℃〜750
℃の温度範囲で高温巻取を行うようにしたものである。
以下、M n : 0.05〜0.35重景気、S :
0.005重量%以下、P:o、o2重量%以下、s
oj!、 AI :0゜005〜0.080重量%を含
有し、Ti:0.2重量%以下、Nb:o、3重量%以
下で、かつC/12<(T i */*=Ti−48+
N b/93) < 3 X C/12 (但し、Ti
* −T 1−48/14・N−48/32・S)と
なるような重量%のTiあるいはNbを単独添加又は複
合添加した残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼に対
し、500℃〜800℃で潤滑を施しつつ60〜95%
の合計圧下率で圧延し、焼鈍処理又は700℃〜750
℃の温度範囲で高温巻取を行うようにしたものである。
また本願の第2の発明は、C: 0.013重世%以下
、M n : 0.05〜0.35重量%、S : 0
.005重量%以下、P:0.02重量%以下、5al
t、 A1:0.005〜0.080重量%、Ca :
0.0005〜0.01重量%を含有し、Ti:0.
2重量%以下、Nb:0.3重量%以下で、かつC/1
2 (T i */*=Ti−48+N b/93)
<3 X C/12(但し、Ti率−48/14・N−
48/32(S −32/40 ・Ca ) )となる
ような重量%のTiあるいはNbを単独又は複合添加し
、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼に対し、50
0℃〜800℃で潤滑を施しつつ60〜95%の合計圧
下率で圧延し、焼鈍処理又は700℃〜750℃の高温
巻取を行うようにしたものである。
、M n : 0.05〜0.35重量%、S : 0
.005重量%以下、P:0.02重量%以下、5al
t、 A1:0.005〜0.080重量%、Ca :
0.0005〜0.01重量%を含有し、Ti:0.
2重量%以下、Nb:0.3重量%以下で、かつC/1
2 (T i */*=Ti−48+N b/93)
<3 X C/12(但し、Ti率−48/14・N−
48/32(S −32/40 ・Ca ) )となる
ような重量%のTiあるいはNbを単独又は複合添加し
、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼に対し、50
0℃〜800℃で潤滑を施しつつ60〜95%の合計圧
下率で圧延し、焼鈍処理又は700℃〜750℃の高温
巻取を行うようにしたものである。
ここで本願発明におkJる含有成分及び含有割合の限定
理由について説明する。まず第1の発明について説明す
る。
理由について説明する。まず第1の発明について説明す
る。
CTCは深絞り性に大きな影響を有する元素であり、含
有量が低いほど高い深絞り性が得られる。
有量が低いほど高い深絞り性が得られる。
従って所望の高深絞り性を得るためにはC含有量は0.
013重世%以下にする必要がある。一方、下限は製鋼
技術によって決定されるが、現在のところは0.001
重量%程度である。
013重世%以下にする必要がある。一方、下限は製鋼
技術によって決定されるが、現在のところは0.001
重量%程度である。
Mn:MnはCと同様に、深絞り性に影響する元素で、
これも低いほど好ましい。しかし含有量が0.05重量
%未満では熱間脆性が防止できず、又0.35重景気を
越えると深絞り性が劣化する。そのためMn含有量は0
.05〜0.35重景気とする。
これも低いほど好ましい。しかし含有量が0.05重量
%未満では熱間脆性が防止できず、又0.35重景気を
越えると深絞り性が劣化する。そのためMn含有量は0
.05〜0.35重景気とする。
Ti、Nb:Ti、Nbは深絞り性を向上させる添加元
素としては特に重要である。’l’i、NbはTiC,
NbCを析出させて鋼中の固溶Cを固着し、固溶C景を
製鋼技術で低減した限界量よりさらに低くすることがで
きる。しかし多量のTi。
素としては特に重要である。’l’i、NbはTiC,
NbCを析出させて鋼中の固溶Cを固着し、固溶C景を
製鋼技術で低減した限界量よりさらに低くすることがで
きる。しかし多量のTi。
Nb添加は極端に固溶clを低減させるために、粒界が
脆弱化し、2次加工脆性を起こす危険性があり、また、
経済性を考慮して上限は、Tiは0゜2重量%、Nbは
0.3重世%とする。TiCの析出については後述のS
量についての説明で示す通り、slによって制御するこ
とが可能であり、このTiC析出の制御が可能なTi量
の範囲は、炭化物生成元素であるNblも考慮すれば、
(Ti*十Nb)/C(イ旦し、T i * −T i
−48/14・N −48/32 S )の原子量比
が1〜3の間である。
脆弱化し、2次加工脆性を起こす危険性があり、また、
経済性を考慮して上限は、Tiは0゜2重量%、Nbは
0.3重世%とする。TiCの析出については後述のS
量についての説明で示す通り、slによって制御するこ
とが可能であり、このTiC析出の制御が可能なTi量
の範囲は、炭化物生成元素であるNblも考慮すれば、
(Ti*十Nb)/C(イ旦し、T i * −T i
−48/14・N −48/32 S )の原子量比
が1〜3の間である。
従ってTi、Nbの一方又は両方の添加if(重量%)
は、C/ 12< (T i * /48+ N b
/93) < 3XC/12を満足する量とする。
は、C/ 12< (T i * /48+ N b
/93) < 3XC/12を満足する量とする。
P:Pを添加すると、脆性破壊の危険性及びスポット溶
接不良の危険性があり、低減させる必要があるが、現在
の!l!綱技術の限界から、0.02重量%以下とする
。
接不良の危険性があり、低減させる必要があるが、現在
の!l!綱技術の限界から、0.02重量%以下とする
。
S:Sは従来より、成形時に割れを生じさせるM n
S介在物の生成元素として知られており、Sの低減が必
要である。特にSを0.005重量%以下にすると、T
iSやMnSの分散を疎にすることになり、これらを優
先析出場所とするT i CやNbcの生成が遅滞し、
固溶Cが残存する。この固溶Cが結晶粒界の強化に寄与
することとなり、本願の第1.第2発明はこの点を利用
している。
S介在物の生成元素として知られており、Sの低減が必
要である。特にSを0.005重量%以下にすると、T
iSやMnSの分散を疎にすることになり、これらを優
先析出場所とするT i CやNbcの生成が遅滞し、
固溶Cが残存する。この固溶Cが結晶粒界の強化に寄与
することとなり、本願の第1.第2発明はこの点を利用
している。
A1:A1は鋼の脱酸、及び/171Nの生成による自
由なNを固定させるために添加される。Nの固定が不十
分であると歪時効性が現れるようになる。この人1によ
るNの固定効果を有効に得るには、Q、005重世%の
添加が必要である。一方、Aiを過多に含有させるとA
lz Os系介在物を析出させて濶絞り性を劣化させ
、又経済性の低下も招くので、0.080重量%以下と
する。
由なNを固定させるために添加される。Nの固定が不十
分であると歪時効性が現れるようになる。この人1によ
るNの固定効果を有効に得るには、Q、005重世%の
添加が必要である。一方、Aiを過多に含有させるとA
lz Os系介在物を析出させて濶絞り性を劣化させ
、又経済性の低下も招くので、0.080重量%以下と
する。
次に本願の第2の発明における含有成分及び含有割合の
限定理由について説明する。なお、C9P、Mn、S、
AIについては第1の発明の限定理由と同様であるので
、その説明は省略する。
限定理由について説明する。なお、C9P、Mn、S、
AIについては第1の発明の限定理由と同様であるので
、その説明は省略する。
Ca:Caについては詳細な4111t1は不明である
が、粒界結合力を増加させる効果がある。またCaを添
加することにより、SはMnSの代わりにCaSを形成
する。MnSは熱間圧延中に変形し、後々この介在物を
基点として割れを生じやすいのに対し、CaSは熱間圧
延中に変形しに<<、割れを発生しにくい、この点を利
用するため第2発明では上記第1発明にざらにCaを加
えたのである。そしてCa量は0 、0005重世%未
満では十分なCaSの析出が得られず、又0.01重量
%を越えるとCaSの量が多くなり、かえって延性を低
下させる。そのためCa量はo、ooos〜0.01重
量%とする。
が、粒界結合力を増加させる効果がある。またCaを添
加することにより、SはMnSの代わりにCaSを形成
する。MnSは熱間圧延中に変形し、後々この介在物を
基点として割れを生じやすいのに対し、CaSは熱間圧
延中に変形しに<<、割れを発生しにくい、この点を利
用するため第2発明では上記第1発明にざらにCaを加
えたのである。そしてCa量は0 、0005重世%未
満では十分なCaSの析出が得られず、又0.01重量
%を越えるとCaSの量が多くなり、かえって延性を低
下させる。そのためCa量はo、ooos〜0.01重
量%とする。
Ti、Nb:Caの添加によってTiC析出の制御に寄
与するslが変動することから、Ti。
与するslが変動することから、Ti。
Nb含を量は、(Ti *+Nb>/C(但し、Ti
*=T i −48/14 N−48/32・ (S
−32/40・Ca))の原子量比が1〜3の範囲と
なるような量とする。
*=T i −48/14 N−48/32・ (S
−32/40・Ca))の原子量比が1〜3の範囲と
なるような量とする。
次に本願の第1.第2発明における製造条件について説
明する。
明する。
鋼板の深絞り性を良好にするためには、鋼板の結晶方位
を板面に対して(Ill)面が平行になるように制御す
ることが必要である。そして500℃〜800℃の温度
範囲で合計圧下率が60〜95%の圧延を行うようにし
たのは次の理由による。即ち、この条件で圧延すると、
ND//< 111 >及びRD//< 11.0 >
方位群に属する圧延集合U織が発達し、その後の焼鈍処
理又は高温巻取により、No//< 111. >方位
群の発達した再結晶集合組織が得られる。この(111
)方位を多く有するフェライト粒は熱間圧延におけるr
(直(深絞り性)を高くする原因となる。一方、500
℃より低い温度での圧延ではTi又はNbのCやNとの
結合が不完全であるため、r値が低下し、又800℃を
越える温度では動的再結晶が生じ、集合&l織がランダ
ム化し、r値は500℃〜800°Cでの圧延より低下
する。
を板面に対して(Ill)面が平行になるように制御す
ることが必要である。そして500℃〜800℃の温度
範囲で合計圧下率が60〜95%の圧延を行うようにし
たのは次の理由による。即ち、この条件で圧延すると、
ND//< 111 >及びRD//< 11.0 >
方位群に属する圧延集合U織が発達し、その後の焼鈍処
理又は高温巻取により、No//< 111. >方位
群の発達した再結晶集合組織が得られる。この(111
)方位を多く有するフェライト粒は熱間圧延におけるr
(直(深絞り性)を高くする原因となる。一方、500
℃より低い温度での圧延ではTi又はNbのCやNとの
結合が不完全であるため、r値が低下し、又800℃を
越える温度では動的再結晶が生じ、集合&l織がランダ
ム化し、r値は500℃〜800°Cでの圧延より低下
する。
また、潤滑を行うようにした理由は、鋼板表面部の摩擦
力による板厚方向の圧延不均一性を除くためである。
力による板厚方向の圧延不均一性を除くためである。
さらに、潤滑中における熱延の後に、焼鈍処理又は70
0℃〜750℃の高温巻取を施すようにした理由は1
これらの熱処理によって、結晶中の(111)方位の発
達した再結晶粒が得られ、深絞り性に優れた熱延鋼板を
得ることができるからである。ここで焼鈍処理には連続
焼鈍、バッチ焼鈍だけでなく、溶融亜鉛メツキラインに
おける浸漬工程前の熱処理等が含まれる。なお、この溶
融亜鉛メツキラインにおいては、例えば溶融亜鉛の均質
付着及び亜鉛付着時の温度#御の観点から一旦500℃
〜850℃に昇温し、lO〜30sec均熱保持した後
、4〜10℃/se(で300℃−500℃に冷却して
溶融亜鉛浴に浸漬することが行われる。さらに600℃
に10秒程度再加熱処理を行う合金化処理を行い、耐食
性向上を図る場合もある。
0℃〜750℃の高温巻取を施すようにした理由は1
これらの熱処理によって、結晶中の(111)方位の発
達した再結晶粒が得られ、深絞り性に優れた熱延鋼板を
得ることができるからである。ここで焼鈍処理には連続
焼鈍、バッチ焼鈍だけでなく、溶融亜鉛メツキラインに
おける浸漬工程前の熱処理等が含まれる。なお、この溶
融亜鉛メツキラインにおいては、例えば溶融亜鉛の均質
付着及び亜鉛付着時の温度#御の観点から一旦500℃
〜850℃に昇温し、lO〜30sec均熱保持した後
、4〜10℃/se(で300℃−500℃に冷却して
溶融亜鉛浴に浸漬することが行われる。さらに600℃
に10秒程度再加熱処理を行う合金化処理を行い、耐食
性向上を図る場合もある。
本願の第1.第2の発明においては、T!、 Nbの添
加によって固溶Cを低減し、温間域圧延の際の熱処理条
件を制御して結晶方位の制御を行って延性を増加させる
ようにしたことから、優れた深絞り性が得られ、又S量
を低減して割れの原因となるMnS生成量を低減すると
ともに、S量に対応してT1.Nbの添加量を制御し、
これによってTie、NbCの析出を遅滞させて所望の
固溶Cを残存させ、結晶粒界の結合力を確保するように
したことから、優れた耐たてわれ性が得られる。
加によって固溶Cを低減し、温間域圧延の際の熱処理条
件を制御して結晶方位の制御を行って延性を増加させる
ようにしたことから、優れた深絞り性が得られ、又S量
を低減して割れの原因となるMnS生成量を低減すると
ともに、S量に対応してT1.Nbの添加量を制御し、
これによってTie、NbCの析出を遅滞させて所望の
固溶Cを残存させ、結晶粒界の結合力を確保するように
したことから、優れた耐たてわれ性が得られる。
又本願の第2の発明においては、Caを添加するように
したことから、粒界の結合力が増加し、又MnSに代え
て、熱間時に変形しにくいCaSが生成され、より一層
の耐たてわれ性が確保される。
したことから、粒界の結合力が増加し、又MnSに代え
て、熱間時に変形しにくいCaSが生成され、より一層
の耐たてわれ性が確保される。
以下、本発明の実施例を図について説明する。
第1表は本願発明鋼及び比較鋼の化学成分を示し、表に
おいて、発明@1〜6は第1の発明、発明鋼10−15
は第2の発明に各々従った鋼種を示す。
おいて、発明@1〜6は第1の発明、発明鋼10−15
は第2の発明に各々従った鋼種を示す。
本実施例においては第1表に示す含有成分及び含有割合
の鋼を溶製した後、400〜850℃で均熱し、合計圧
下率90%(10t→5t→it)の圧延を行った。そ
のあとバッチ処理を想定した750℃X1hrの真空焼
鈍炉処理(第2表の符号A参照)、CAL処理を想定し
た850℃×1.5分のソルトバス処理(第2表の符号
B参照)、及び750℃×30分F。
の鋼を溶製した後、400〜850℃で均熱し、合計圧
下率90%(10t→5t→it)の圧延を行った。そ
のあとバッチ処理を想定した750℃X1hrの真空焼
鈍炉処理(第2表の符号A参照)、CAL処理を想定し
た850℃×1.5分のソルトバス処理(第2表の符号
B参照)、及び750℃×30分F。
Cの高温巻取相当の熱処理(第2表の符号C参照)を行
い、引張り強さ、伸び、r値、AI(時効指数)及び脆
性遷移温度について調べた。その結果を第2表に示す。
い、引張り強さ、伸び、r値、AI(時効指数)及び脆
性遷移温度について調べた。その結果を第2表に示す。
第2表によれば、本願発明鋼では比較鋼に比して同等又
はそれ以上の引張り強さ、伸び及びr値が得られ、優れ
た深絞り性が得られている。またAIは比較鋼のそれに
比して大幅に高く、T i C。
はそれ以上の引張り強さ、伸び及びr値が得られ、優れ
た深絞り性が得られている。またAIは比較鋼のそれに
比して大幅に高く、T i C。
NbCの析出が遅滞して所望の固溶Cが残存しているこ
とが理解され、又遷移温度は比較鋼のそれに比して大幅
に低下しており、これにより耐たてわれ性が向上してい
ることがわかる。
とが理解され、又遷移温度は比較鋼のそれに比して大幅
に低下しており、これにより耐たてわれ性が向上してい
ることがわかる。
また上述の発明鋼14の鋼種についてCAL。
バッチ及び高温巻取相当の各熱処理を行い、その際の仕
上げ温度とr値との関係を求めた。その結果を第3表及
び第2図に示す、これによれば、いずれの熱処理であっ
ても、本願発明の仕上温度範囲(第2図のA参照)で良
好なr値が得られている。
上げ温度とr値との関係を求めた。その結果を第3表及
び第2図に示す、これによれば、いずれの熱処理であっ
ても、本願発明の仕上温度範囲(第2図のA参照)で良
好なr値が得られている。
さらにバッチ処理相当の熱処理を行って熟延仮を製造し
、ブランク145φ、絞り比α:2.0で試験用カップ
を作製し、第1図に示すカップ縦割れ試験を行った。こ
の試験では、液体窒素で冷却したフロン1中において、
円錐ポンチ2に試験用カップ3をかぶせ、液体窒素温度
から常温までの温度範囲でカップ3の底面より荷重4を
加えて穴ふちを拡げ、その時の詭製破壊率から遷移温度
を測定した。結果を第3図に示す0図において、曲線a
は第1の発明、曲線すは第2の発明の特性を示す。
、ブランク145φ、絞り比α:2.0で試験用カップ
を作製し、第1図に示すカップ縦割れ試験を行った。こ
の試験では、液体窒素で冷却したフロン1中において、
円錐ポンチ2に試験用カップ3をかぶせ、液体窒素温度
から常温までの温度範囲でカップ3の底面より荷重4を
加えて穴ふちを拡げ、その時の詭製破壊率から遷移温度
を測定した。結果を第3図に示す0図において、曲線a
は第1の発明、曲線すは第2の発明の特性を示す。
同図によれば、本願発明のslの範囲(図中のA部参照
)にて良好なa移温度が得られ、耐たてわれ性が向上し
ていることが理解される。
)にて良好なa移温度が得られ、耐たてわれ性が向上し
ていることが理解される。
以上のように本願の第1.第2の発明に係る熱延鋼板の
製造方法によれば、Ti、Nb添加によって固溶C量を
低減し、熱処理条件を制御して結晶方位を制御し、又S
量を低減するとともに、Ti、NblをS置に応じて制
御するようにしたので、優れた深絞り性及び耐たてわれ
性を有する熱延鋼板が得られる効果がある。
製造方法によれば、Ti、Nb添加によって固溶C量を
低減し、熱処理条件を制御して結晶方位を制御し、又S
量を低減するとともに、Ti、NblをS置に応じて制
御するようにしたので、優れた深絞り性及び耐たてわれ
性を有する熱延鋼板が得られる効果がある。
又本願の第2の発明によればさらにCaを添加するよう
にしたので、粒界結合力を増加させ、又MnSに代えて
CaSを析出させて、より一層優れた耐たてわれ性を確
保できる効果がある。
にしたので、粒界結合力を増加させ、又MnSに代えて
CaSを析出させて、より一層優れた耐たてわれ性を確
保できる効果がある。
第1図は本願発明の詳細な説明するためのカップ縦割れ
試験の状態を示す図、第2図及び第3図は本願発明の実
施例における仕上温度とr値との関係を示す図、及びS
量と遷移温度との関係を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 下車 努 か1 l: 第2図 イ±」二17辷ノ昏(’C) − 第3図 S量(髪!’/、)
試験の状態を示す図、第2図及び第3図は本願発明の実
施例における仕上温度とr値との関係を示す図、及びS
量と遷移温度との関係を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 下車 努 か1 l: 第2図 イ±」二17辷ノ昏(’C) − 第3図 S量(髪!’/、)
Claims (2)
- (1)C:0.013重量%以下、Mn:0.05〜0
.35重量%、S:0.005重量%以下、P:0.0
2重量%以下、sol.Al:0.005〜0.080
重量%を含有し、Ti:0.2重量%以下、Nb:0.
3重量%以下で、かつC/12<(Ti*/48+Nb
/93)<3×C/12(但し、Ti*=Ti−48/
14・N−48/32・S)となるような重量%のTi
あるいはNbを単独添加又は複合添加した残部Fe及び
不可避的不純物よりなる鋼に対し、500℃〜800℃
の温度範囲で潤滑を施しつつ合計圧下率が60〜95%
の圧延を行った後、焼鈍処理又は700℃〜750℃の
温度範囲で高温巻取を行うようにしたことを特徴とする
耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法。 - (2)C:0.013重量%以下、Mn:0.05〜0
.35重量%、S:0.005重量%以下、P:0.0
2重量%以下、sol.Al:0.005〜0.080
重量%、Ca:0.0005〜0.01重量%を含有し
、Ti:0.2重量%以下、Nb:0.3重量%以下で
、かつC/12<(Ti*/48+Nb/93)<3×
C/12(但し、Ti*=Ti−48/14・N−48
/32(S−32/40・Ca))となるような重量%
のTiあるいはNbを単独添加又は複合添加した残部F
e及び不可避的不純物よりなる鋼に対し、500℃〜8
00℃の温度範囲で潤滑を施しつつ合計圧下率が60〜
95%の圧延を行った後、焼鈍処理又は700℃〜75
0℃の温度範囲で高温巻取を行うようにしたことを特徴
とする耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2702687A JPS63195223A (ja) | 1987-02-06 | 1987-02-06 | 耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2702687A JPS63195223A (ja) | 1987-02-06 | 1987-02-06 | 耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63195223A true JPS63195223A (ja) | 1988-08-12 |
Family
ID=12209564
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2702687A Pending JPS63195223A (ja) | 1987-02-06 | 1987-02-06 | 耐たてわれ性に優れた高r値熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63195223A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0372032A (ja) * | 1989-08-09 | 1991-03-27 | Kobe Steel Ltd | 薄鋼板の製造方法 |
-
1987
- 1987-02-06 JP JP2702687A patent/JPS63195223A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0372032A (ja) * | 1989-08-09 | 1991-03-27 | Kobe Steel Ltd | 薄鋼板の製造方法 |
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