JPS63223130A - 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS63223130A JPS63223130A JP5694187A JP5694187A JPS63223130A JP S63223130 A JPS63223130 A JP S63223130A JP 5694187 A JP5694187 A JP 5694187A JP 5694187 A JP5694187 A JP 5694187A JP S63223130 A JPS63223130 A JP S63223130A
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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、熱間圧延のままで引張強さ１００ｋｇｆ／
ｌｌ１１”以上を有し、とりわけ冷間加工性に優れた高
張力熱延鋼板の製造方法に関するものである。
ｌｌ１１”以上を有し、とりわけ冷間加工性に優れた高
張力熱延鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
従来、熱間圧延のままで引張強さ８０Ｓｃｇｆ／ｗｍ”
以上を有する加工用の高張力熱延鋼板は、Ｃ，Ｓｉ。
以上を有する加工用の高張力熱延鋼板は、Ｃ，Ｓｉ。
Ｍｎの基本成分にＣｒ、 Ｎｉなどの固溶強化元素ある
いはＮｂ、 Ｔｉ、 Ｖなどの析出強化元素を添加した
鋼より製造されてきた。
いはＮｂ、 Ｔｉ、 Ｖなどの析出強化元素を添加した
鋼より製造されてきた。
この点文献として例えば、特公昭５９−２９６４７号公
報がある。
報がある。
（発明が解決しようとする問題点）
ところでこのような高張力熱延鋼板は、炭素当量の増加
を伴うので伸びや曲げなどの加工性が劣化するばかりで
なく、溶接性についても劣化する傾向にある。従って非
調質と称しても所期した加工性、溶接性あるいは強度等
を該鋼板に付与するためには、熱間圧延後にテンパー処
理するかあるいは製品に加工したのち熱処理する必要が
あった。
を伴うので伸びや曲げなどの加工性が劣化するばかりで
なく、溶接性についても劣化する傾向にある。従って非
調質と称しても所期した加工性、溶接性あるいは強度等
を該鋼板に付与するためには、熱間圧延後にテンパー処
理するかあるいは製品に加工したのち熱処理する必要が
あった。
このため多大な熱処理費を要し、製造費がかさむ不利が
あり、また熱処理における綱片寸法上の制限や熱処理に
伴いひずみが発生する等の欠点があった。
あり、また熱処理における綱片寸法上の制限や熱処理に
伴いひずみが発生する等の欠点があった。
この発明の目的は、このような従来の問題を解決し、熱
間圧延のままで引張強さ１００ｋｇｆ／ｍｓ”以上、降
伏点８０ ｋｇｆ／ｍｎ＋”以上を有し、とくに冷間加
工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を提案するとこ
ろにある。
間圧延のままで引張強さ１００ｋｇｆ／ｍｓ”以上、降
伏点８０ ｋｇｆ／ｍｎ＋”以上を有し、とくに冷間加
工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を提案するとこ
ろにある。
（問題点を解決するための手段）
この発明は、Ｃ： ０．０１〜０．１０賀ｔ％（以下単
に％で記す） Ｓｔ ： ０．１０％以下、 Ｍｎ ：
２．００〜２．５０％、 Ｍ。
に％で記す） Ｓｔ ： ０．１０％以下、 Ｍｎ ：
２．００〜２．５０％、 Ｍ。
： ０．５０〜１．００％、 Ｔｉ ： ０．２００
〜０．３００％、Ｎｂ：０．０２〜０．１００％、
Ｂ ： ０．０００５〜０．００２０％、へ！二０．０
０５〜０．０８０％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、
Ｓ ： ０．００３０％以下、 Ｎ ： ０．００４
０％以下、 Ｏ： ０．００４０％以下を含有し残部Ｆ
ｅ及び不純物から成る鋼を、１２５ｏ″Ｃ〜１３５０℃
の温度に加熱して８５０℃以下、Ａ ｒ ３変態点以上
で熱間仕上げ圧延し、ついで１０〜５０℃／ｓの冷却速
度で冷却して６００℃〜５００″Ｃの温度範囲で巻取る
ことを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造
方法である。
〜０．３００％、Ｎｂ：０．０２〜０．１００％、
Ｂ ： ０．０００５〜０．００２０％、へ！二０．０
０５〜０．０８０％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、
Ｓ ： ０．００３０％以下、 Ｎ ： ０．００４
０％以下、 Ｏ： ０．００４０％以下を含有し残部Ｆ
ｅ及び不純物から成る鋼を、１２５ｏ″Ｃ〜１３５０℃
の温度に加熱して８５０℃以下、Ａ ｒ ３変態点以上
で熱間仕上げ圧延し、ついで１０〜５０℃／ｓの冷却速
度で冷却して６００℃〜５００″Ｃの温度範囲で巻取る
ことを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造
方法である。
（作 用）
この発明において、所望の強度を有し、良好な加工性（
とくに曲げ）を有する高張力熱延鋼板を得るためには、
該鋼板の表層に割れを誘発する介在物がないこと、およ
び組織的には、ベイナイト組織を出さずフェライト粒と
微細なアシキュラーフェライトの微細混合組織とするこ
とがとくに重要である。
とくに曲げ）を有する高張力熱延鋼板を得るためには、
該鋼板の表層に割れを誘発する介在物がないこと、およ
び組織的には、ベイナイト組織を出さずフェライト粒と
微細なアシキュラーフェライトの微細混合組織とするこ
とがとくに重要である。
まずここでこの発明に適合する鋼の成分組成の限定理由
について説明する。
について説明する。
Ｃ；
Ｃは鋼板の強度を確保するため、ｏ、ｏｉ％を下限とす
るが０．１％を超えると冷間加工性が劣化するので０．
０１〜ｏ、 ｉｏ％の範囲内にする必要がある。
るが０．１％を超えると冷間加工性が劣化するので０．
０１〜ｏ、 ｉｏ％の範囲内にする必要がある。
Ｓｉ ：
Ｓｔは通常、強度を向上させるために必要な元素である
が、Ａ系およびＢ系の介在物による加工割れを防止する
ために０．１０％以下にする必要がある。
が、Ａ系およびＢ系の介在物による加工割れを防止する
ために０．１０％以下にする必要がある。
Ｍｎ；
Ｍｎは引張強さ１００ ）ｃｇ ｆ ／ｍ ｍ ”以上
の強度を確保するため最底０．２００％必要であるが、
ｏ、ａｏｏ％を超えると溶接性が劣化する。よってＭｎ
は０．２００〜ｏ、ａｏｏ％の範囲内にする必要がある
。
の強度を確保するため最底０．２００％必要であるが、
ｏ、ａｏｏ％を超えると溶接性が劣化する。よってＭｎ
は０．２００〜ｏ、ａｏｏ％の範囲内にする必要がある
。
ｏＨ
Ｍｏは、焼入れ硬化性の高い元素であり、引張強さ１０
０ｋｇｆ／ｍｎ＋”の強度を確保するため少なくとも０
．５０％必要であるが、１．００％を超えると加工性が
劣化する。よってＭｏは０．５０〜１．００％の範囲内
にする必要がある。
０ｋｇｆ／ｍｎ＋”の強度を確保するため少なくとも０
．５０％必要であるが、１．００％を超えると加工性が
劣化する。よってＭｏは０．５０〜１．００％の範囲内
にする必要がある。
Ｔｉ；
Ｔｉは析出硬化により鋼の強度を向上させ、かつ非金属
介在物の形態を変えて加工性を向上させるのに有効な元
素であり、そのためには少なくとも０．２０％以上必要
である。しかしながら０．３０％を超えると、その効果
が飽和すること、およびＴｉ析出物により加工性が劣化
する。よって、Ｔｉは０．２０〜０．３０％の範囲内に
する必要がある。
介在物の形態を変えて加工性を向上させるのに有効な元
素であり、そのためには少なくとも０．２０％以上必要
である。しかしながら０．３０％を超えると、その効果
が飽和すること、およびＴｉ析出物により加工性が劣化
する。よって、Ｔｉは０．２０〜０．３０％の範囲内に
する必要がある。
Ｎｂ。
Ｎｂは、鋼の組織を細粒化し、析出硬化によってその強
度を向上させる元素であるが、０．０２０％未満ではそ
の効果が表われず、一方０．１００％を超えるとその効
果が飽和する。よって、Ｎｂは０．０２〜０．１００％
の範囲内にする必要がある。
度を向上させる元素であるが、０．０２０％未満ではそ
の効果が表われず、一方０．１００％を超えるとその効
果が飽和する。よって、Ｎｂは０．０２〜０．１００％
の範囲内にする必要がある。
Ｂ；
Ｂは焼入れ硬化性を高める元素であり、引張強さ１００
ｋｇｆ／ｍｍｚ以上の強度を確保するのに有効な元素で
あるが０．０００５％未満では、その効果がない。一方
０．００２０％を超えるとその効果が飽和する。よって
Ｂは０．０００５〜０．００２０％の範囲内に限定する
。
ｋｇｆ／ｍｍｚ以上の強度を確保するのに有効な元素で
あるが０．０００５％未満では、その効果がない。一方
０．００２０％を超えるとその効果が飽和する。よって
Ｂは０．０００５〜０．００２０％の範囲内に限定する
。
Ａｌ；
Ａｆは、脱酸剤として、有効な元素であるが、０．００
５％未満では脱酸の効果が期待できず、一方ｏ、ｏｓｏ
％を超えて含有させてもその効果の向上が期待できない
。よってＡｌは０．００５〜０．０８０％の範囲内に限
定する。
５％未満では脱酸の効果が期待できず、一方ｏ、ｏｓｏ
％を超えて含有させてもその効果の向上が期待できない
。よってＡｌは０．００５〜０．０８０％の範囲内に限
定する。
Ｐ；
Ｐは、結晶粒界の脆化の防止を図るために０．０３０％
以下に限定する。
以下に限定する。
Ｓ；
Ｓは、Ｍｎと結合して割れの原因となる介在物（ＭｎＳ
）を生成するため、できるだけ低く押える必要があり、
０．００３０％以下に限定する。
）を生成するため、できるだけ低く押える必要があり、
０．００３０％以下に限定する。
Ｎ；
ＮはＴｉあるいはＢと結合しＴｉＮ、ＢＮとして析出す
る。このため強度上昇を目的として添加したＴｉ、Ｂの
有効元素量を減少させ、かつ上記化合物が介在物として
存在し、加工割れの核となるためできるだけ低い方がよ
い。よってＮは０．００４０％以下に限定する。
る。このため強度上昇を目的として添加したＴｉ、Ｂの
有効元素量を減少させ、かつ上記化合物が介在物として
存在し、加工割れの核となるためできるだけ低い方がよ
い。よってＮは０．００４０％以下に限定する。
０；
０はＡｌｌ！、ＴｉあるいはＭｎと結合してＡ ｆ ｚ
（ｈ。
（ｈ。
ＴｉＯ２，ＭｎＯを形成し、これら介在物が加工割れの
核となるためできるだけ低くする必要がある。よってＯ
は０．００４０％以下に限定する。
核となるためできるだけ低くする必要がある。よってＯ
は０．００４０％以下に限定する。
スラブの加熱温度を１２５０℃−１３５０℃としたのは
、とくにＴｉ、Ｂ、Ｎｂをオーステナイト中に固溶させ
るためには少なくとも１２５０℃にする必要があり、一
方、１３５０℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し
、またフラゾ表面が局部酸化され、表面性状の劣化、ス
ケール疵の発生原因となる。ゆえにフラゾ加熱温度は１
２５０〜１３５０℃に限定した。
、とくにＴｉ、Ｂ、Ｎｂをオーステナイト中に固溶させ
るためには少なくとも１２５０℃にする必要があり、一
方、１３５０℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し
、またフラゾ表面が局部酸化され、表面性状の劣化、ス
ケール疵の発生原因となる。ゆえにフラゾ加熱温度は１
２５０〜１３５０℃に限定した。
次に熱間圧延仕上げ温度、すなわち、仕上げミル出側に
おける調帯の仕上げ温度を８５０”ＣからＡｒ、変態点
までとしたのは、圧延温度が８５０℃を超えるとオース
テナイト結晶粒が粗大化し、その結果として製品のフェ
ライト結晶粒が大きくなり、またベイナイト組織が発生
し易くなり加工性が劣化する。一方、圧延温度がＡ ｒ
３変態点に満たない場合、フェライト粒の回復現象に
より結晶粒が粗大化する。
おける調帯の仕上げ温度を８５０”ＣからＡｒ、変態点
までとしたのは、圧延温度が８５０℃を超えるとオース
テナイト結晶粒が粗大化し、その結果として製品のフェ
ライト結晶粒が大きくなり、またベイナイト組織が発生
し易くなり加工性が劣化する。一方、圧延温度がＡ ｒ
３変態点に満たない場合、フェライト粒の回復現象に
より結晶粒が粗大化する。
よって圧延仕上げ温度は、８５０℃以下、Ａ ｒ ３変
態点以上の範囲に限定した。
態点以上の範囲に限定した。
次に熱間仕上げ圧延後の冷却条件として、冷却速度を１
０〜ｂ よりも遅い場合にはフェライト粒が粗大化し易く、組織
強化ができず所期した強度を得ることができない。一方
冷却速度が５０℃／ｓを超える場合には、組織がベイナ
イトあるいはマルテンサイト状となり良好な加工性を得
ることができないことによる。
０〜ｂ よりも遅い場合にはフェライト粒が粗大化し易く、組織
強化ができず所期した強度を得ることができない。一方
冷却速度が５０℃／ｓを超える場合には、組織がベイナ
イトあるいはマルテンサイト状となり良好な加工性を得
ることができないことによる。
熱間仕上げ圧延後の冷却速度を１０〜ｂ囲内にすること
によりこの発明の成分組成範囲における鋼の組織をフェ
ライト粒とアシキュラーフェライトの混合組織とするこ
とが可能となる。
によりこの発明の成分組成範囲における鋼の組織をフェ
ライト粒とアシキュラーフェライトの混合組織とするこ
とが可能となる。
次に巻取り温度を６００℃〜５００℃の温度範囲とした
のは、巻取り温度が５００℃未満になると、Ｔｉ、Ｎｂ
、Ｂの析出が不十分であり、一方６００℃を超える場合
には、引張強さ１００ｋｇｆ／ｍｓ＋”以上の強度を得
ることができない。すなわちフェライト粒が粗大化し、
十分な強度が得られないことによる。
のは、巻取り温度が５００℃未満になると、Ｔｉ、Ｎｂ
、Ｂの析出が不十分であり、一方６００℃を超える場合
には、引張強さ１００ｋｇｆ／ｍｓ＋”以上の強度を得
ることができない。すなわちフェライト粒が粗大化し、
十分な強度が得られないことによる。
（実施例）
表−１に示す成分組成から成る鋼を転炉にて溶製し、連
続鋳造により厚さ２２０ＩＩＩｌｌ、長さ６ｍ、幅１２
００ｍｍのフラゾをそれぞれ製造した。
続鋳造により厚さ２２０ＩＩＩｌｌ、長さ６ｍ、幅１２
００ｍｍのフラゾをそれぞれ製造した。
次に得られたスラブを表−２に示す処理条件の下に加熱
→熱間圧延→冷却→巻取りを行い、得られた調帯より試
験片を採取（引張試験片： ＪＩＳ５号試験片、曲げ試
験： ＪＩＳＵ号試験片）して、引張試験および曲げ試
験を行った。その結果を表−２に併せて示す。
→熱間圧延→冷却→巻取りを行い、得られた調帯より試
験片を採取（引張試験片： ＪＩＳ５号試験片、曲げ試
験： ＪＩＳＵ号試験片）して、引張試験および曲げ試
験を行った。その結果を表−２に併せて示す。
供試鋼漱１はＭｎ、Ｓ、ＴｉおよびＮが、この発明にお
いて不適合な成分組成のものであり、曲げ特性、伸びは
良好であるが、Ｔ Ｓ ： ８８ｋｇｆ／ｍｍ”、Ｙ
Ｐ ： ７６ｋｇｆ／ａｒｍ”であり、十分な強度を得
ることができなかった。
いて不適合な成分組成のものであり、曲げ特性、伸びは
良好であるが、Ｔ Ｓ ： ８８ｋｇｆ／ｍｍ”、Ｙ
Ｐ ： ７６ｋｇｆ／ａｒｍ”であり、十分な強度を得
ることができなかった。
供試鋼阻２は、Ｃ，Ｔｉ、ＭｏおよびＮが、また供試鋼
Ｎａ３については、Ｍｏが、この発明において不適合な
成分組成のものであり、Ｔ Ｓ ： １０５゜１０３
ｋｇｆ／ｍｍ” 、Ｙ Ｐ ： ８３．８５ｋｇｆ／ｍ
ｎ＋”と強度の上昇は認められるが、曲げ特性の劣化が
見られた。
Ｎａ３については、Ｍｏが、この発明において不適合な
成分組成のものであり、Ｔ Ｓ ： １０５゜１０３
ｋｇｆ／ｍｍ” 、Ｙ Ｐ ： ８３．８５ｋｇｆ／ｍ
ｎ＋”と強度の上昇は認められるが、曲げ特性の劣化が
見られた。
次に供試鋼Ｎα４，５．６は、この発明の適合例であり
、何れもＴ Ｓ ： １００ ｋｇｆ／ｒａｍ２以上、
ＹＰ：８０ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”以上であり、曲げ試験に
おける曲げの内側半径が板厚と同等でも割れの発生はな
かった。
、何れもＴ Ｓ ： １００ ｋｇｆ／ｒａｍ２以上、
ＹＰ：８０ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”以上であり、曲げ試験に
おける曲げの内側半径が板厚と同等でも割れの発生はな
かった。
なお表−２中供試鋼Ｎα４’、５’、６’は供試鋼に４
，５．６について処理条件を種々変化させた場合のＴＳ
、ＹＰ、Ｅｌｌ！および曲げ特性を調べた結果であるが
、Ｎα４′については加熱温度が低いためにＮｂ、Ｔｉ
の析出が不十分となり、十分な強度を得ることができな
い。阻５′については仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が高い
ためにオーステナイト粒が粗大化し、十分な加工性を得
ることができない。また、ｋ６’については、巻取り温
度（ＣＴ）が低くすぎるために、Ｎｂ、 Ｔｉの析出が
不十分となり、十分な強度を得ることができない。更に
冷却速度が遅く、組織強化ができないため、十分な強度
を確保できない。
，５．６について処理条件を種々変化させた場合のＴＳ
、ＹＰ、Ｅｌｌ！および曲げ特性を調べた結果であるが
、Ｎα４′については加熱温度が低いためにＮｂ、Ｔｉ
の析出が不十分となり、十分な強度を得ることができな
い。阻５′については仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が高い
ためにオーステナイト粒が粗大化し、十分な加工性を得
ることができない。また、ｋ６’については、巻取り温
度（ＣＴ）が低くすぎるために、Ｎｂ、 Ｔｉの析出が
不十分となり、十分な強度を得ることができない。更に
冷却速度が遅く、組織強化ができないため、十分な強度
を確保できない。
（発明の効果）
この発明によれば熱間圧延のままで引張強さ１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以上、降伏点８０ｋｇｆ／ｍａ＋”以上を有
し、しかも加工性に優れた高張力熱延鋼板を安定して得
ることが可能で熱処理費などを極力削減することができ
る。
ｆ／ｍｍ”以上、降伏点８０ｋｇｆ／ｍａ＋”以上を有
し、しかも加工性に優れた高張力熱延鋼板を安定して得
ることが可能で熱処理費などを極力削減することができ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．００〜２．５０ｗｔ％、 Ｍｏ：０．５０〜１．００ｗｔ％、 Ｔｉ：０．２００〜０．３００ｗｔ％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１００ｗｔ％ Ｂ：０．０００５〜０．００２０ｗｔ％、 Ａｌ：０．００５〜０．０８０ｗｔ％ Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００３０ｗｔ％以下 Ｎ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００４０ｗｔ％以下 を含有し残部Ｆｅ及び不純物から成る鋼を、１２５０〜
１３５０℃の温度に加熱して８５０℃以下、Ａｒ＿３変
態点以上の温度域で熱間仕上げ圧延し、ついで１０℃／
ｓ〜５０℃／ｓの冷却速度で冷却して６００℃〜５００
℃温度範囲で巻き取ることを特徴とする加工性に優れた
高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5694187A JPS63223130A (ja) | 1987-03-13 | 1987-03-13 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5694187A JPS63223130A (ja) | 1987-03-13 | 1987-03-13 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63223130A true JPS63223130A (ja) | 1988-09-16 |
Family
ID=13041566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5694187A Pending JPS63223130A (ja) | 1987-03-13 | 1987-03-13 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63223130A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002048410A1 (de) * | 2000-12-16 | 2002-06-20 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum herstellen von warmband oder -blech aus einem mikrolegierten stahl |
-
1987
- 1987-03-13 JP JP5694187A patent/JPS63223130A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002048410A1 (de) * | 2000-12-16 | 2002-06-20 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum herstellen von warmband oder -blech aus einem mikrolegierten stahl |
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