JPS642647B2 - - Google Patents
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- JPS642647B2 JPS642647B2 JP263484A JP263484A JPS642647B2 JP S642647 B2 JPS642647 B2 JP S642647B2 JP 263484 A JP263484 A JP 263484A JP 263484 A JP263484 A JP 263484A JP S642647 B2 JPS642647 B2 JP S642647B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は熱延高張力鋼板、特に引張強さが50Kg
ｆ／mm2以上で、かつ加工性及び靭性のすぐれた高
張力鋼板を製造する方法に関する。 近年、熱間圧延プロセスにおける昇エネルギー
対策の一環として連続鋳造して得られる熱鋳片を
直接或は鋳片表面温度が中心温度と同じとなるよ
うに軽加熱後熱間圧延する直接圧延法が開発され
つゝあるが、斯る直接圧延法においては従来から
実施されている室温まで冷却された鋳片を1200〜
1300℃の高温に再加熱する工程がないため、加熱
に必要な莫大な熱エネルギーを節約できる利点が
ある。然しながら、この直接圧延法を材質面から
みるときは圧延材の加工性及び靭性の劣化という
問題がある。即ち加工性や靭性は圧延材の組織が
微細なほど良好となるが、直接圧延法では凝固直
後の粗大オーステナイト粒がそのまま保存された
状態から圧延されるため、圧延材の組織も粗くな
り、加工性や靭性が劣化する。従つて直接圧延法
はこれらの特性があまり問題とならない用途のみ
に限定適用されているのが現状である。又微量
Ti添加鋼を直接圧延し、高延性高降伏点網を製
造する方法が従来から知られており、例えば昭和
57年特許出願公開第194214号公報に開示されてい
るように、低Ｎ鋼に微量Tiを添加し、かつ直接
圧延する方法や提案されている。しかし、通常の
製造法では鋼中のＮを低下されることは困難で、
特殊の処理例えば真空脱ガス処理を必要とし製造
コストの上昇を招き、加えて低Ｎ鋼では直接圧延
の問題点である靭性の劣化に対して、有効な対策
となり得ない欠点がある。 本発明はこのような欠点を解決すべく、良好な
加工性や靭性が要求される50Kgｆ／mm2以上の熱延
高鋼板を直接圧延法により製造することを目的と
し、Ｃ：0.04〜0.18％、Si：0.05超〜0.80％、
Mn：0.50〜2.00％、Ｓ：0.005％、Ti：0.005〜
0.045％、Ｎ：0.0030〜0.0150％、Al：0.01〜0.08
％を含み、さらに必に応じCu：1.0％以下、Ni：
1.0％以下、Cr：1.0％以下、Nb：0.1％以下、
Ｖ：0.1％以下、Mo：0.5％以下、Ca：0.0050％
以下の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物より成る鋼を連続鋳造して得られる
熱鋳片をAr3点より低い温度に降温させることな
く1100℃以下の温度で圧延を開始し、Ar3点以上
の温度で熱間圧延を終了することを特徴とするも
のである。 以下、本発明の構成要件につき、その限定理由
を説明する。 (1) 成分 Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であり、0.04
％未満では必要とする50Kgｆ／mm2以上の強度が得
られない。一方0.18％超では加工性、靭性さらに
は溶接性も劣化するので、本発明においては0.04
％以上、0.18％以下とする。 Siは延性を劣化させずに鋼を強化する元素であ
るが、0.05％以下ではその効果がない。一方Siの
増量はいわゆる島状スケールを招き一般に低いレ
ベルに制約されるが直接圧延では高温にさらされ
る時間が短かいため通常より高いレベルまで許容
される。しかし0.80％超では所謂島状スケールが
発生し、鋼板表面の外観を損うと共に溶接性も劣
化する。 MnはＣと並んで鋼の強化元素として有効であ
るが、0.50％未満では所定の強度が得られない。
一方2.00％超では加工性や溶接性が劣化する。 Alは脱酸作用により鋼の健全化を図るために
添加されるが、0.01％未満ではその効果がなく、
0.08％超ではその効果が飽和する。 Ti，Ｎ及びＳは本発明において重要な構成因
子であり、後述する連続鋳造と熱間圧延とを連続
化した直接圧延法を前提として得られる熱延板の
強度、加工性及び靭性の向上を図るために下記の
通り限定される。 下記第１表は直接圧延法におけるTiの添加効
果を示すもので、Ti添加鋼と無添加鋼を厚さ250
mmの連続鋳片とし、直接あるいは室温まで冷却し
た後再加熱して圧延した結果である。なお、圧延
条件は両鋼とも圧延開始温度1080℃、仕上温度
830℃（Ar3）、巻取温度560℃である。
ｆ／mm2以上で、かつ加工性及び靭性のすぐれた高
張力鋼板を製造する方法に関する。 近年、熱間圧延プロセスにおける昇エネルギー
対策の一環として連続鋳造して得られる熱鋳片を
直接或は鋳片表面温度が中心温度と同じとなるよ
うに軽加熱後熱間圧延する直接圧延法が開発され
つゝあるが、斯る直接圧延法においては従来から
実施されている室温まで冷却された鋳片を1200〜
1300℃の高温に再加熱する工程がないため、加熱
に必要な莫大な熱エネルギーを節約できる利点が
ある。然しながら、この直接圧延法を材質面から
みるときは圧延材の加工性及び靭性の劣化という
問題がある。即ち加工性や靭性は圧延材の組織が
微細なほど良好となるが、直接圧延法では凝固直
後の粗大オーステナイト粒がそのまま保存された
状態から圧延されるため、圧延材の組織も粗くな
り、加工性や靭性が劣化する。従つて直接圧延法
はこれらの特性があまり問題とならない用途のみ
に限定適用されているのが現状である。又微量
Ti添加鋼を直接圧延し、高延性高降伏点網を製
造する方法が従来から知られており、例えば昭和
57年特許出願公開第194214号公報に開示されてい
るように、低Ｎ鋼に微量Tiを添加し、かつ直接
圧延する方法や提案されている。しかし、通常の
製造法では鋼中のＮを低下されることは困難で、
特殊の処理例えば真空脱ガス処理を必要とし製造
コストの上昇を招き、加えて低Ｎ鋼では直接圧延
の問題点である靭性の劣化に対して、有効な対策
となり得ない欠点がある。 本発明はこのような欠点を解決すべく、良好な
加工性や靭性が要求される50Kgｆ／mm2以上の熱延
高鋼板を直接圧延法により製造することを目的と
し、Ｃ：0.04〜0.18％、Si：0.05超〜0.80％、
Mn：0.50〜2.00％、Ｓ：0.005％、Ti：0.005〜
0.045％、Ｎ：0.0030〜0.0150％、Al：0.01〜0.08
％を含み、さらに必に応じCu：1.0％以下、Ni：
1.0％以下、Cr：1.0％以下、Nb：0.1％以下、
Ｖ：0.1％以下、Mo：0.5％以下、Ca：0.0050％
以下の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物より成る鋼を連続鋳造して得られる
熱鋳片をAr3点より低い温度に降温させることな
く1100℃以下の温度で圧延を開始し、Ar3点以上
の温度で熱間圧延を終了することを特徴とするも
のである。 以下、本発明の構成要件につき、その限定理由
を説明する。 (1) 成分 Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であり、0.04
％未満では必要とする50Kgｆ／mm2以上の強度が得
られない。一方0.18％超では加工性、靭性さらに
は溶接性も劣化するので、本発明においては0.04
％以上、0.18％以下とする。 Siは延性を劣化させずに鋼を強化する元素であ
るが、0.05％以下ではその効果がない。一方Siの
増量はいわゆる島状スケールを招き一般に低いレ
ベルに制約されるが直接圧延では高温にさらされ
る時間が短かいため通常より高いレベルまで許容
される。しかし0.80％超では所謂島状スケールが
発生し、鋼板表面の外観を損うと共に溶接性も劣
化する。 MnはＣと並んで鋼の強化元素として有効であ
るが、0.50％未満では所定の強度が得られない。
一方2.00％超では加工性や溶接性が劣化する。 Alは脱酸作用により鋼の健全化を図るために
添加されるが、0.01％未満ではその効果がなく、
0.08％超ではその効果が飽和する。 Ti，Ｎ及びＳは本発明において重要な構成因
子であり、後述する連続鋳造と熱間圧延とを連続
化した直接圧延法を前提として得られる熱延板の
強度、加工性及び靭性の向上を図るために下記の
通り限定される。 下記第１表は直接圧延法におけるTiの添加効
果を示すもので、Ti添加鋼と無添加鋼を厚さ250
mmの連続鋳片とし、直接あるいは室温まで冷却し
た後再加熱して圧延した結果である。なお、圧延
条件は両鋼とも圧延開始温度1080℃、仕上温度
830℃（Ar3）、巻取温度560℃である。
【表】
上表より明らかなようにTi無添加鋼では直接
圧延の採用により加工性、靭性の劣化が生ずるの
に対し、Ti添加鋼では再加熱法と同等あるいは
それ以上の良好な特性を示すと同時に10Kgｆ／mm2
程度の強度の上昇を示す。その理由は以下のよう
に考えられる。 直接圧延法では、熱鋳片がフエライト域に降温
させることなくオーステナイト域で保定されたま
ま熱延されるため、微量のTi添加鋼では、圧延
開始時点では添加したTiは固溶状態にあり、圧
延中あるいは圧延後の巻取時にTi炭窒化物が析
出する。圧延中に析出するTi炭窒化物はオース
テナイトの再結晶及び粒成長抑制効果を有し圧延
材の組織を微細化する。これにより直接圧延法の
難点である組織の粗大化による加工性及び靭性の
劣化が回避される。他法、巻取時に析出するTi
炭窒化物は析出強化にて鋼の強度を上昇させる。
従つて、直接圧延法における微量Ti添加は鋼の
強化と特性の改善を同時に達成できる有効な手段
である。 以上のことから、直接圧延法において特性の改
善と強化を同時に達成するためには(1)圧延開始時
点で添加したTiは固溶している。(2)圧延中に一
部のTiが炭窒化物として微細析出する。(3)圧延
後の巻取時に残りのTiが微細析出するという３
つの条件が必要となる。まず(1)の条件を満たすた
めには、熱鋳片を溶解度積の大きいオーステナイ
ト域に保つこと、即ちAr3点以下に降温しないこ
とは勿論であるが、それ以外にTi及びＮの上限
を制限する必要があり、各々0.045％、0.0150％
とする。これはこれ以上のTiやＮが存在すると
凝固からの冷却中にTiNが生成し、Tiの添加効
果が損なわれるためであり、加えて、TiNの析
出を誘発する析出サイトをなくす必要があり、本
発明鋼ではMnSがTiNの有力な析出サイトとな
る。従つてMnSの析出を防止するためＳを0.005
％以下、好ましくは0.002％以下にする必要があ
る。また、Ｓを下げることは冷間加工性を向上さ
せるためにも有効である。次に(2)の条件である
が、本発明では加工性を維持するために、熱延仕
上温度をAr3点以上とする必要があり、このよう
な高温域で析出し、かつオーステナイトの再結晶
及び粒成長を抑制する析出物はTiNが有効とな
る。従つてＮ量の下限を0.0030％、好ましくは
0.0050％とする。Ｎ量がこれ以下であれば巻取り
時のTi炭窒化物析出による強化は図れるが、圧
延材の組織を微細化できず、加工性や靭性の劣化
を招く。Ti量の下限も同じ理由で0.005％とする。
またTi量が0.005％未満であれば、巻取時の析出
強化も期待できず(3)の条件が満足できない。 上記限定組成を本発明鋼の基本組成とするが、
必要に応じてCu，Ni，Cr，Nb，Ｖ，Mo，Caの
中、１種または２種以上添加することにより、本
発明の目的がより効果的に達成される。これらの
添加元素の限定理由は次の通りである。 Cuは低温靭性を劣化させずに強度を上昇させ
る元素であるが、1.0％超では赤熱脆性の欠陥が
生ずるので1.0％を上限とする。 Niは低温靭性を高め、かつ強化元素として有
効である。しかし熱延鋼板として要求される低温
靭性の範囲では1.0％を超える多量の添加が必要
でなく、上限を1.0％とする。 Crは強度を高めるために添加させるが1.0％超
では低温靭性が劣化するため1.0％を上限とする。 Nbはオーステナイトの再結晶遅滞による細粒
化と析出硬化により強化に有効であるが、0.1％
超ではその効果が飽和すると共に加工性が劣化す
るため、上限を0.1％とする。 Ｖは析出強化元素として有効であるが、0.1％
超では加工性の劣化が生ずるため0.1％を上限と
する。 MoはCuと同様に低温靭性を劣化させずに強度
を高める元素であるが、0.5％超ではその効果が
飽和するため上限を0.5％とする。 Caは硫化物の形態制御効果があり、かつ圧延
方向と直角の方向の吸収エネルギーを改善する効
果を有するが、0.0050％超では内部欠陥が多発す
るため、上限を0.0050％とする。 (2) 圧延条件 本発明においては前述のように直接圧延法を採
用しているが、こゝで謂う直接圧延法とは連続鋳
造により得られる熱鋳片を加熱炉を経ることなく
直接圧延する方法ばかりでなく、鋳片の表面温度
が中心温度と同じになるように軽加熱してから圧
延する方法をも包含するものである。その際の加
熱時間は従来の再加熱法より遥るかに短かく、
高々90分以内であることは謂うまでもない。 本発明はかゝる直接圧延法において、連続鋳造
された熱鋳片をAr3点より低い温度に降温させる
ことなく圧延を開始するが、これは一旦Ar3点以
下に降温されると添加したTiがTiNとして析出
し、再加熱してオーステナイト域に昇温しても
TiNが再固溶しないためである。又圧延開始温
度は前述のオーステナイトの再結晶及び粒成長を
抑制するためには1100℃以下にする必要がある。
そして1100℃を超えた高温圧延では再結晶及び粒
成長が速くなり、目的とするオーステナイトの微
細化が図れないので、本発明においてはAr3点以
下に降温することなく1100℃以下の温度で圧延を
開始するものである。一方、仕上温度をAr3点以
上とするのは、それ未満ではフエライトが加工さ
れ、加工性が劣化するためである。なお、オース
テナイトの細粒化を効果的に行なうためには仕上
温度はAr3〜Ar3＋50℃が好ましいので本発明に
おいてはAr3点以上の温度で熱延を終了し、又巻
取温度については特に制約されないが、Ti炭窒
化物による析出強化を有効に利用するためには
550℃前後が好ましい。 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 下記第２表に示す組成の供試鋼を連続鋳造して
得られた熱鋳片を同表に示す条件にて直接圧延
し、3.5mm厚のコイルとした。製造された熱延板
の機械的特性を第３表に示す。
圧延の採用により加工性、靭性の劣化が生ずるの
に対し、Ti添加鋼では再加熱法と同等あるいは
それ以上の良好な特性を示すと同時に10Kgｆ／mm2
程度の強度の上昇を示す。その理由は以下のよう
に考えられる。 直接圧延法では、熱鋳片がフエライト域に降温
させることなくオーステナイト域で保定されたま
ま熱延されるため、微量のTi添加鋼では、圧延
開始時点では添加したTiは固溶状態にあり、圧
延中あるいは圧延後の巻取時にTi炭窒化物が析
出する。圧延中に析出するTi炭窒化物はオース
テナイトの再結晶及び粒成長抑制効果を有し圧延
材の組織を微細化する。これにより直接圧延法の
難点である組織の粗大化による加工性及び靭性の
劣化が回避される。他法、巻取時に析出するTi
炭窒化物は析出強化にて鋼の強度を上昇させる。
従つて、直接圧延法における微量Ti添加は鋼の
強化と特性の改善を同時に達成できる有効な手段
である。 以上のことから、直接圧延法において特性の改
善と強化を同時に達成するためには(1)圧延開始時
点で添加したTiは固溶している。(2)圧延中に一
部のTiが炭窒化物として微細析出する。(3)圧延
後の巻取時に残りのTiが微細析出するという３
つの条件が必要となる。まず(1)の条件を満たすた
めには、熱鋳片を溶解度積の大きいオーステナイ
ト域に保つこと、即ちAr3点以下に降温しないこ
とは勿論であるが、それ以外にTi及びＮの上限
を制限する必要があり、各々0.045％、0.0150％
とする。これはこれ以上のTiやＮが存在すると
凝固からの冷却中にTiNが生成し、Tiの添加効
果が損なわれるためであり、加えて、TiNの析
出を誘発する析出サイトをなくす必要があり、本
発明鋼ではMnSがTiNの有力な析出サイトとな
る。従つてMnSの析出を防止するためＳを0.005
％以下、好ましくは0.002％以下にする必要があ
る。また、Ｓを下げることは冷間加工性を向上さ
せるためにも有効である。次に(2)の条件である
が、本発明では加工性を維持するために、熱延仕
上温度をAr3点以上とする必要があり、このよう
な高温域で析出し、かつオーステナイトの再結晶
及び粒成長を抑制する析出物はTiNが有効とな
る。従つてＮ量の下限を0.0030％、好ましくは
0.0050％とする。Ｎ量がこれ以下であれば巻取り
時のTi炭窒化物析出による強化は図れるが、圧
延材の組織を微細化できず、加工性や靭性の劣化
を招く。Ti量の下限も同じ理由で0.005％とする。
またTi量が0.005％未満であれば、巻取時の析出
強化も期待できず(3)の条件が満足できない。 上記限定組成を本発明鋼の基本組成とするが、
必要に応じてCu，Ni，Cr，Nb，Ｖ，Mo，Caの
中、１種または２種以上添加することにより、本
発明の目的がより効果的に達成される。これらの
添加元素の限定理由は次の通りである。 Cuは低温靭性を劣化させずに強度を上昇させ
る元素であるが、1.0％超では赤熱脆性の欠陥が
生ずるので1.0％を上限とする。 Niは低温靭性を高め、かつ強化元素として有
効である。しかし熱延鋼板として要求される低温
靭性の範囲では1.0％を超える多量の添加が必要
でなく、上限を1.0％とする。 Crは強度を高めるために添加させるが1.0％超
では低温靭性が劣化するため1.0％を上限とする。 Nbはオーステナイトの再結晶遅滞による細粒
化と析出硬化により強化に有効であるが、0.1％
超ではその効果が飽和すると共に加工性が劣化す
るため、上限を0.1％とする。 Ｖは析出強化元素として有効であるが、0.1％
超では加工性の劣化が生ずるため0.1％を上限と
する。 MoはCuと同様に低温靭性を劣化させずに強度
を高める元素であるが、0.5％超ではその効果が
飽和するため上限を0.5％とする。 Caは硫化物の形態制御効果があり、かつ圧延
方向と直角の方向の吸収エネルギーを改善する効
果を有するが、0.0050％超では内部欠陥が多発す
るため、上限を0.0050％とする。 (2) 圧延条件 本発明においては前述のように直接圧延法を採
用しているが、こゝで謂う直接圧延法とは連続鋳
造により得られる熱鋳片を加熱炉を経ることなく
直接圧延する方法ばかりでなく、鋳片の表面温度
が中心温度と同じになるように軽加熱してから圧
延する方法をも包含するものである。その際の加
熱時間は従来の再加熱法より遥るかに短かく、
高々90分以内であることは謂うまでもない。 本発明はかゝる直接圧延法において、連続鋳造
された熱鋳片をAr3点より低い温度に降温させる
ことなく圧延を開始するが、これは一旦Ar3点以
下に降温されると添加したTiがTiNとして析出
し、再加熱してオーステナイト域に昇温しても
TiNが再固溶しないためである。又圧延開始温
度は前述のオーステナイトの再結晶及び粒成長を
抑制するためには1100℃以下にする必要がある。
そして1100℃を超えた高温圧延では再結晶及び粒
成長が速くなり、目的とするオーステナイトの微
細化が図れないので、本発明においてはAr3点以
下に降温することなく1100℃以下の温度で圧延を
開始するものである。一方、仕上温度をAr3点以
上とするのは、それ未満ではフエライトが加工さ
れ、加工性が劣化するためである。なお、オース
テナイトの細粒化を効果的に行なうためには仕上
温度はAr3〜Ar3＋50℃が好ましいので本発明に
おいてはAr3点以上の温度で熱延を終了し、又巻
取温度については特に制約されないが、Ti炭窒
化物による析出強化を有効に利用するためには
550℃前後が好ましい。 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 下記第２表に示す組成の供試鋼を連続鋳造して
得られた熱鋳片を同表に示す条件にて直接圧延
し、3.5mm厚のコイルとした。製造された熱延板
の機械的特性を第３表に示す。
【表】
【表】
上表より明らかなように、本発明法にて50Kg
ｆ／mm2以上の強度と良好な加工性及び靭性が得ら
れるが、比較鋼Ｄ，ＥはＮ量あるいはＮ，Ti量
とも本発明の上限を超えているため圧延開始時点
で既に粗大なTiNが析出しており強化と特性の
改善がなされていない。鋼ＦはＮ量が本発明の下
限を下廻つているために、巻取時の析出強化は生
ずるものの圧延中の析出による細粒化が不足し、
加工性や靭性の改善が期待できない。鋼ＧはTi
量が本発明の下限を下廻つているため添加効果が
現われていない。又鋼ＨはＳが高いため、MnS
によるTiNの誘起析出が生じ、本発明の目的が
達成されない。 実施例 ２ 下記第４表に示す組成の鋼を連続鋳造して得ら
れた熱鋳片を種々の圧延条件にて圧延し、3.8mm
厚のコイルを製造した。製造された熱延板の機械
的特性を同表に併記する。本発明鋼の基本組成
に、Cu，Ni，Cr，Nb，Ｖ，Mo，Caの１種又は
２種以上を添加しても、本発明の目的は達成され
るが、圧延条件の一つでも本発明の範囲を逸脱す
るときはその目的が達成されていない。
ｆ／mm2以上の強度と良好な加工性及び靭性が得ら
れるが、比較鋼Ｄ，ＥはＮ量あるいはＮ，Ti量
とも本発明の上限を超えているため圧延開始時点
で既に粗大なTiNが析出しており強化と特性の
改善がなされていない。鋼ＦはＮ量が本発明の下
限を下廻つているために、巻取時の析出強化は生
ずるものの圧延中の析出による細粒化が不足し、
加工性や靭性の改善が期待できない。鋼ＧはTi
量が本発明の下限を下廻つているため添加効果が
現われていない。又鋼ＨはＳが高いため、MnS
によるTiNの誘起析出が生じ、本発明の目的が
達成されない。 実施例 ２ 下記第４表に示す組成の鋼を連続鋳造して得ら
れた熱鋳片を種々の圧延条件にて圧延し、3.8mm
厚のコイルを製造した。製造された熱延板の機械
的特性を同表に併記する。本発明鋼の基本組成
に、Cu，Ni，Cr，Nb，Ｖ，Mo，Caの１種又は
２種以上を添加しても、本発明の目的は達成され
るが、圧延条件の一つでも本発明の範囲を逸脱す
るときはその目的が達成されていない。
【表】
以上述べたように本発明によるときは極低Ｓ―
微量Ti―高Ｎ鋼を低温圧延して50Kgｆ／mm2以上
の熱延高張力鋼板を得ることができ、省エネルギ
ー効果の大きい直接圧延法において、最大の難点
である特性の劣化を改善し、加工性、靭性が要求
される50Kgｆ／mm2以上の熱延高張力鋼板にも適用
範囲を拡大することができるので、工業的価値が
大きいものである。
微量Ti―高Ｎ鋼を低温圧延して50Kgｆ／mm2以上
の熱延高張力鋼板を得ることができ、省エネルギ
ー効果の大きい直接圧延法において、最大の難点
である特性の劣化を改善し、加工性、靭性が要求
される50Kgｆ／mm2以上の熱延高張力鋼板にも適用
範囲を拡大することができるので、工業的価値が
大きいものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.04〜0.18％、Si：0.05超〜0.80％、
Mn：0.50〜2.00％、Ｓ：0.005％、Ti：0.005〜
0.045％、Ｎ：0.0030〜0.0150％、Al：0.01〜0.08
％を含み、残部鉄及び不可避的不純物より成る鋼
を連続鋳造して得られる熱鋳片を、Ar3点より低
い温度に降温させることなく1100℃以下の温度で
圧延を開始し、Ar3点以上の温度で熱間圧延を終
了することを特徴とする熱延高張力鋼板の製造
法。 ２ Ｃ：0.04〜0.18％、Si：0.05超〜0.80％、
Mn：0.50〜2.00％、Ｓ：0.005％、Ti：0.005〜
0.045％、Ｎ：0.0030〜0.0150％、Al：0.01〜0.08
％を含み、さらにCu：1.0％以下、Ni：1.0％以
下、Cr：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％
以下、Mo：0.5％以下、Ca：0.0050％以下の１種
又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純
物より成る鋼を連続鋳造して得られる熱鋳片を、
Ar3点より低い温度に降温させることなく1100℃
以下の温度で圧延を開始し、Ar3点以上の温度で
熱間圧延を終了することを特徴とする熱延高張力
鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP263484A JPS60149719A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP263484A JPS60149719A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60149719A JPS60149719A (ja) | 1985-08-07 |
| JPS642647B2 true JPS642647B2 (ja) | 1989-01-18 |
Family
ID=11534814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP263484A Granted JPS60149719A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60149719A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0621290B2 (ja) * | 1985-10-18 | 1994-03-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPH062901B2 (ja) * | 1985-10-18 | 1994-01-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPH0621291B2 (ja) * | 1985-10-18 | 1994-03-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPH062902B2 (ja) * | 1985-10-18 | 1994-01-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPH0619109B2 (ja) * | 1987-08-31 | 1994-03-16 | 新日本製鐵株式会社 | 低圧減比で優れた特性を有する直送圧延厚鋼板の製造方法 |
| JP2693486B2 (ja) * | 1988-06-07 | 1997-12-24 | 新日本製鐵株式会社 | 良靱性パイプ用熱延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-01-12 JP JP263484A patent/JPS60149719A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60149719A (ja) | 1985-08-07 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |