JPH01312032A - 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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- JPH01312032A JPH01312032A JP14505688A JP14505688A JPH01312032A JP H01312032 A JPH01312032 A JP H01312032A JP 14505688 A JP14505688 A JP 14505688A JP 14505688 A JP14505688 A JP 14505688A JP H01312032 A JPH01312032 A JP H01312032A
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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〉
本発明は、強度−延性バランスと加工性（特に′伸びフ
ランジ性゛）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。
ランジ性゛）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。
〈従来技術とその課題〉
近年、省エネルギー・省資源思想の浸透を背景に自動車
産業界等の分野においては車両等の軽量化傾向が一段と
進んでいるが、その軽量化の一環として設計強度の変更
なしに素材鋼板の薄肉化を達成することが望まれており
、そのため優れた加工性と高強度を兼備した熱延鋼板の
開発が競われるようになってきた。
産業界等の分野においては車両等の軽量化傾向が一段と
進んでいるが、その軽量化の一環として設計強度の変更
なしに素材鋼板の薄肉化を達成することが望まれており
、そのため優れた加工性と高強度を兼備した熱延鋼板の
開発が競われるようになってきた。
そして、このような情勢下で先ず注目されたのが、Ｃ−
３ｔ −Ｍｎｆｉの〔フェライト＋マルテンサイト〕複
合組織型熱延鋼板（デュアルフェイス鋼板）である。し
かし、前記デュアルフェイス鋼板は強度−延性バランス
が良好ではあるか゛伸びフランジ性°゛に劣り、従って
、例えば自動車部品であるホイール・ディスクに適用す
るような場合にはバーリング加工によるハブ穴成形で割
れが発生し易い等の問題があった。
３ｔ −Ｍｎｆｉの〔フェライト＋マルテンサイト〕複
合組織型熱延鋼板（デュアルフェイス鋼板）である。し
かし、前記デュアルフェイス鋼板は強度−延性バランス
が良好ではあるか゛伸びフランジ性°゛に劣り、従って
、例えば自動車部品であるホイール・ディスクに適用す
るような場合にはバーリング加工によるハブ穴成形で割
れが発生し易い等の問題があった。
そこで、このような問題を解決すべく、Ｃ−５ｉ−Ｍｎ
鋼でフェライトとヘーナイトの複合組織を持つ高張力熱
延鋼板の適用が提案されている（例えば特開昭５７−１
４５９６５号公報参照）。
鋼でフェライトとヘーナイトの複合組織を持つ高張力熱
延鋼板の適用が提案されている（例えば特開昭５７−１
４５９６５号公報参照）。
ところが、この〔フェライト十ヘーナイ１−〕複合組織
鋼板はバーリング加工によるハブ穴成形時の割れ抑制効
果に優れており、またコスト的にも安価で好ましいもの
であったが、デュアルフェイズ鋼板に比べて高降伏比で
あるため加工性に問題のあることが指摘されるものであ
った。
鋼板はバーリング加工によるハブ穴成形時の割れ抑制効
果に優れており、またコスト的にも安価で好ましいもの
であったが、デュアルフェイズ鋼板に比べて高降伏比で
あるため加工性に問題のあることが指摘されるものであ
った。
また、これとは別に微量のＮｂを添加したフェライト、
ヘーナイト及びマルテンサイトの複合組織を有する高張
力熱延鋼板の製造方法も提案されている（特開昭６０−
１８４６３１号）６しかしながら、この鋼板には微量の
Ｎｂが添加されているものの、その製造に際して連続熱
間仕上圧延の最初の３バス以上の各パスで高圧下とする
ためＮｂの持つ再結晶抑制効果か十分に働かず、フェラ
イトの微細化に対しＮｂは無力なものでしかなかった。
ヘーナイト及びマルテンサイトの複合組織を有する高張
力熱延鋼板の製造方法も提案されている（特開昭６０−
１８４６３１号）６しかしながら、この鋼板には微量の
Ｎｂが添加されているものの、その製造に際して連続熱
間仕上圧延の最初の３バス以上の各パスで高圧下とする
ためＮｂの持つ再結晶抑制効果か十分に働かず、フェラ
イトの微細化に対しＮｂは無力なものでしかなかった。
そのため、例えばバーリング加工によるハブ穴成形時の
割れを防止するためにはヘ−ナイトを混入させなくては
ならず、やはりデュアルフェイズ鋼に比べて高降伏比と
なるので加工性の面で十分に満足できるものではなかっ
た。
割れを防止するためにはヘ−ナイトを混入させなくては
ならず、やはりデュアルフェイズ鋼に比べて高降伏比と
なるので加工性の面で十分に満足できるものではなかっ
た。
上述のように、高張力熱延鋼板の製造分野においては、
自動車産業界を中心とした要望に応えるため、“低降伏
比”で°゛強強度−延性ハラススと゛伸びフランジ性”
に優れた成形加工用高張力熱延鋼板の開発が急かれてい
た。
自動車産業界を中心とした要望に応えるため、“低降伏
比”で°゛強強度−延性ハラススと゛伸びフランジ性”
に優れた成形加工用高張力熱延鋼板の開発が急かれてい
た。
〈課題を解決するための手段〉
この発明は、前述した事情を踏まえて、十分な強度を有
することは勿論、加工性、特に″低降伏比”で“伸びフ
ランジ性”に優れた高張力熱延鋼板を安定提供すべく、
様々な観点から研究を重ねた中で完成されたものであり
、 ｒｃ：ｏ、０３〜０．２０％（以降、成分割合を表わす
％は重量％とする）。
することは勿論、加工性、特に″低降伏比”で“伸びフ
ランジ性”に優れた高張力熱延鋼板を安定提供すべく、
様々な観点から研究を重ねた中で完成されたものであり
、 ｒｃ：ｏ、０３〜０．２０％（以降、成分割合を表わす
％は重量％とする）。
Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ ： ０．３〜３．
０％。
０％。
Ｐ：０．０３％以下、 ｓ：ｏ、ｏ１％以下。
ｓｏｆ、 Ａｊ！ ： ０．１０％以下、 Ｎｂ ：
０．Ｏｏ！５〜０．０２５％を含有するか、或いは更
に Ｎ ： １５〜１１００ｐｐ。
０．Ｏｏ！５〜０．０２５％を含有するか、或いは更
に Ｎ ： １５〜１１００ｐｐ。
０２種の成分、又は
Ｃａ ： ０．００２〜０．０１％。
Ｚｒ ： ０．０１−０．１０％。
希土類元素： ０．００２〜０．１０％のうちの１種以
上の成分をも含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物から
なる組成の熱鋼片（Ｎｂを固溶した直送熱鋼片又は１１
００℃以上に再加熱してＮｂを固溶させた熱鋼片）を 最終圧延パスの圧下率、３０％以上。
上の成分をも含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物から
なる組成の熱鋼片（Ｎｂを固溶した直送熱鋼片又は１１
００℃以上に再加熱してＮｂを固溶させた熱鋼片）を 最終圧延パスの圧下率、３０％以上。
仕上圧延温度＋Ａｒ３点以上
なる条件で連続熱間仕上圧延すると共に、圧延終了後は
’Ｉ Ｑ ’Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して３０
０℃以下の温度域で巻取ることにより、微細なフェライ
トとマルテンサイトとの複合組織を有する強度−延性ハ
ランスの良好な加工性に優れた高張力熱延ｍ板を安定に
製造し得るようにした点」に特徴を有するものである。
’Ｉ Ｑ ’Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して３０
０℃以下の温度域で巻取ることにより、微細なフェライ
トとマルテンサイトとの複合組織を有する強度−延性ハ
ランスの良好な加工性に優れた高張力熱延ｍ板を安定に
製造し得るようにした点」に特徴を有するものである。
〈作用〉
即ち、本発明は、直送又はＸ１００℃以上に再加熱して
Ｎｂを固溶状態とした熱鋼片を特定条件で連続熱間仕上
圧延することにより、固溶Ｎｂが有する再結晶抑制効果
を最大限に発揮させつつ、これと最終圧延パスでの大圧
下による作用とを絡み合わせてオーステナイトを有効に
加工硬化させ、これによって微細結晶粒のフェライＩ・
を主体とする加工性に優れた複合組織高張力熱延鋼板を
実現することを骨子としているが、以下、本発明におい
て鋼片の化学組成、熱間圧延条件並びに冷却条件を前記
の如くに限定した理由を説明する。
Ｎｂを固溶状態とした熱鋼片を特定条件で連続熱間仕上
圧延することにより、固溶Ｎｂが有する再結晶抑制効果
を最大限に発揮させつつ、これと最終圧延パスでの大圧
下による作用とを絡み合わせてオーステナイトを有効に
加工硬化させ、これによって微細結晶粒のフェライＩ・
を主体とする加工性に優れた複合組織高張力熱延鋼板を
実現することを骨子としているが、以下、本発明におい
て鋼片の化学組成、熱間圧延条件並びに冷却条件を前記
の如くに限定した理由を説明する。
八）綱片の化学組成
（ａ） Ｃ
Ｃ成分には、複合組織中の低温変態生成物の体積率を増
大させ、鋼板の強度を高める作用があるが、その含有量
が０．０３％未満では前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、０．２０％を超えてＣを含有させると溶接
性が劣化するようになることから、Ｃ含有量を０．０３
〜０．２０％と定めた。
大させ、鋼板の強度を高める作用があるが、その含有量
が０．０３％未満では前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、０．２０％を超えてＣを含有させると溶接
性が劣化するようになることから、Ｃ含有量を０．０３
〜０．２０％と定めた。
（ｂｌ ５ｉ
Ｓｉ成分には、フェライト相を強化すると共に鋼の延性
を改善し、これにより “−様伸び′”をもたらす作用
があるが、２％を超えて含有させると製鋼作業が困難と
なるほか、製品の表面性状が劣化するようになることか
ら、Ｓｉ含有量は２％以下と定めた。
を改善し、これにより “−様伸び′”をもたらす作用
があるが、２％を超えて含有させると製鋼作業が困難と
なるほか、製品の表面性状が劣化するようになることか
ら、Ｓｉ含有量は２％以下と定めた。
ｉｃｌ Ｍｎ
Ｍｎ成分には、複合組織中の低温変態生成分の焼入性を
向上させて鋼の強度を向上させると共に、組織を微細化
して延性、特に“局部伸び°′を改善する作用があり、
この作用による所望の効果を得るためには０．３％以上
の含有量を必要とするが、３．０％を超えてＭｎを含有
させても更なる改善効果が認められないことから、経済
性も考慮してＭｎ含有量を０．３〜３．０％と定めた。
向上させて鋼の強度を向上させると共に、組織を微細化
して延性、特に“局部伸び°′を改善する作用があり、
この作用による所望の効果を得るためには０．３％以上
の含有量を必要とするが、３．０％を超えてＭｎを含有
させても更なる改善効果が認められないことから、経済
性も考慮してＭｎ含有量を０．３〜３．０％と定めた。
（ｄｉ ｓｏｆ、ＡＰ
駐は脱酸剤として添加されるが、鋼の清浄度を確保する
上からその上限値をｓｏｆ、ＩＶ含有量で０．１０％に
抑える必要がある。
上からその上限値をｓｏｆ、ＩＶ含有量で０．１０％に
抑える必要がある。
（ｅｌ Ｐ
Ｐは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であり、所望の
溶接性を確保するためにはＰ含有量を０．０３％以下に
抑える必要がある。
溶接性を確保するためにはＰ含有量を０．０３％以下に
抑える必要がある。
（ｆｌ Ｓ
ＳはＭｎＳ系介在物を形成して“伸びフランジ性”を低
下させる不純物元素であるので、ＭｎＳ系介在物を減少
せしめて“伸びフランジ性”の向上を図るため、Ｓ含有
量を０．０１％以下と制限した。
下させる不純物元素であるので、ＭｎＳ系介在物を減少
せしめて“伸びフランジ性”の向上を図るため、Ｓ含有
量を０．０１％以下と制限した。
（ｇ） Ｎｂ
本発明の方法においては、Ｎｂ成分は熱間圧延中に析出
して、オーステナイト再結晶粒の細粒化効果とオーステ
ナイト再結晶抑制効果とを通してフェライトを均一微細
にし、鋼の加工性を向上させる働きをするが、その含有
量が０．００５％未満では添加効果が不十分であり、一
方、０．０２５％を超えてＮｂを含有させると圧延後に
フェライト中に析出して降伏強度を上昇させ、複合組織
鋼板特有の低降伏化が損なわれてしまうことから、Ｎｂ
含有量は０．００５〜０．０２５％と定めた。
して、オーステナイト再結晶粒の細粒化効果とオーステ
ナイト再結晶抑制効果とを通してフェライトを均一微細
にし、鋼の加工性を向上させる働きをするが、その含有
量が０．００５％未満では添加効果が不十分であり、一
方、０．０２５％を超えてＮｂを含有させると圧延後に
フェライト中に析出して降伏強度を上昇させ、複合組織
鋼板特有の低降伏化が損なわれてしまうことから、Ｎｂ
含有量は０．００５〜０．０２５％と定めた。
（ｈｌ Ｔｉ、及びＮ
Ｔｉ及びＮばＴｉＮとして析出して鋼片（スラブ）加熱
時には殆んど固溶せず、このためオーステナイトの粒成
長を抑制することでスラブ加熱時のオーステナイトを微
細化して鋼の加工性を向上させる効果があるので、必要
によりＴｉ及びＮの添加がなされる。
時には殆んど固溶せず、このためオーステナイトの粒成
長を抑制することでスラブ加熱時のオーステナイトを微
細化して鋼の加工性を向上させる効果があるので、必要
によりＴｉ及びＮの添加がなされる。
しかし、Ｎ含有量が１５ｐｐｍ未満では上記所望の効果
が得られず、一方、１ｏｏｐｐｍを超えてＮを含有させ
てもＴｉＮが粗大化して上記所望の効果が減少するため
、Ｎ含有量は１５〜Ｉ（１０ｐｐｍと定めた。
が得られず、一方、１ｏｏｐｐｍを超えてＮを含有させ
てもＴｉＮが粗大化して上記所望の効果が減少するため
、Ｎ含有量は１５〜Ｉ（１０ｐｐｍと定めた。
Ｔｉについても、その含有量が０．００５％未満では上
記所望の効果が得られず、一方、［１４／４８Ｎ（χ）
＋ ２８／４８ Ｓ （×）〕％を超えてＴｉを含有さ
せると圧延後フェライト中にＴｉＣが析出し、鋼の降伏
強度を上昇させ複合組織鋼板の特徴である低降伏比が損
なわれてしまうことから、Ｔｉの含有量は０．００５〜
（Ｉｌｌ／４８Ｎ（Ｚ） ＋２８／４８Ｓ （り］ ％
と定めた。
記所望の効果が得られず、一方、［１４／４８Ｎ（χ）
＋ ２８／４８ Ｓ （×）〕％を超えてＴｉを含有さ
せると圧延後フェライト中にＴｉＣが析出し、鋼の降伏
強度を上昇させ複合組織鋼板の特徴である低降伏比が損
なわれてしまうことから、Ｔｉの含有量は０．００５〜
（Ｉｌｌ／４８Ｎ（Ｚ） ＋２８／４８Ｓ （り］ ％
と定めた。
（ｉｌ Ｃａ、 Ｚｒ、及び希土類元素これらの成分
は何れも介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する
作用を有しているので、鋼板の冷間加工性をより向上さ
せる必要がある場合に１種又は２種以上添加含有される
が、その含イｊ量が、それぞれＣａ ： ０．００２％
未満、 Ｚｒ ： ０．０１％未満及び希土類元素：
０．００２％未満では前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、それぞれＣａ：０．０１％、 Ｚｒ ：
０．１０％及び希土類元素：０．１０％を超えて含有さ
せると、逆に鋼中の介在物が多くなりすぎて冷間加工性
が劣化するようになることから、それぞれの含有量を、
Ｃａ ： ０．００２−０．０１％、Ｚｒ：０．０１
〜０．１０％、希土類元素・ ０．００２〜０．１０％
と定めた。
は何れも介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する
作用を有しているので、鋼板の冷間加工性をより向上さ
せる必要がある場合に１種又は２種以上添加含有される
が、その含イｊ量が、それぞれＣａ ： ０．００２％
未満、 Ｚｒ ： ０．０１％未満及び希土類元素：
０．００２％未満では前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、それぞれＣａ：０．０１％、 Ｚｒ ：
０．１０％及び希土類元素：０．１０％を超えて含有さ
せると、逆に鋼中の介在物が多くなりすぎて冷間加工性
が劣化するようになることから、それぞれの含有量を、
Ｃａ ： ０．００２−０．０１％、Ｚｒ：０．０１
〜０．１０％、希土類元素・ ０．００２〜０．１０％
と定めた。
Ｂ）熱間圧延条件
本発明においては、熱間圧延に供する鋼片がＮｂを固溶
した状態とするため、熱間圧延に際しては直送スラブを
用いるか、スラブを再加熱する時はその加熱温度を１１
００℃以上とする。即ち、熱間圧延に際してＮｂは固溶
させておいて、熱間圧延時のＮｂ微細析出によるオース
テナイト再結晶抑制作用を利用し、変態により生成する
フェライト粒の細粒化効果を発揮させる。
した状態とするため、熱間圧延に際しては直送スラブを
用いるか、スラブを再加熱する時はその加熱温度を１１
００℃以上とする。即ち、熱間圧延に際してＮｂは固溶
させておいて、熱間圧延時のＮｂ微細析出によるオース
テナイト再結晶抑制作用を利用し、変態により生成する
フェライト粒の細粒化効果を発揮させる。
熱間圧延の仕上温度をＡｒ、点の温度未満にすると、変
態して生成したフェライト粒に加工組織が混入してしま
い複合組織鋼板の特徴である低降伏比が損なわれてしま
うため、仕上温度はＡｒ、意思上としなければならない
。
態して生成したフェライト粒に加工組織が混入してしま
い複合組織鋼板の特徴である低降伏比が損なわれてしま
うため、仕上温度はＡｒ、意思上としなければならない
。
更に、本発明においては、特に最終圧延パスの圧下率を
３０％以」二とすることが極めて重要であり、ごれによ
って始めてＮｂの持つ細粒化効果が向上し加工性が著し
く改善される。例えば、前述の特開昭６０−１８４．６
３１号に記載された方法では、最初の３パス以上の各バ
スでの圧下率こそ４０％以上とされているものの、実際
には熱延最終１パスの圧下率は通常の如く１０数％程度
でしかなく、これでは所望の加工性を確保することはで
きない。
３０％以」二とすることが極めて重要であり、ごれによ
って始めてＮｂの持つ細粒化効果が向上し加工性が著し
く改善される。例えば、前述の特開昭６０−１８４．６
３１号に記載された方法では、最初の３パス以上の各バ
スでの圧下率こそ４０％以上とされているものの、実際
には熱延最終１パスの圧下率は通常の如く１０数％程度
でしかなく、これでは所望の加工性を確保することはで
きない。
Ｃ）冷却条件
熱間圧延後の冷却では、冷却速度を２０℃／５ｅｃ未満
にするとマルテンザイ１−が得られなくなって所望の強
度を確保することができない。従って、該冷却速度は２
０℃／ｓｅｃ以」二にする必要があるが、好ましくは適
量のフェライトを得た後、フェライトとオーステナイト
の２相域からは冷却速度、４０’Ｃ／ｓｅｃ以上で急冷
する“２段冷却”を採用することが好ましい。
にするとマルテンザイ１−が得られなくなって所望の強
度を確保することができない。従って、該冷却速度は２
０℃／ｓｅｃ以」二にする必要があるが、好ましくは適
量のフェライトを得た後、フェライトとオーステナイト
の２相域からは冷却速度、４０’Ｃ／ｓｅｃ以上で急冷
する“２段冷却”を採用することが好ましい。
また、この際、３００℃を超える温度で巻取りを行うと
やはりマルテンサイ１へか得られないため、巻取り′ａ
Ｌｌ！ンは３００℃以下にする必要がある。
やはりマルテンサイ１へか得られないため、巻取り′ａ
Ｌｌ！ンは３００℃以下にする必要がある。
続いて、本発明の効果を実施例により具体的に説明する
。
。
〈実施例〉
それぞれ第１表に示されるような化学組成の鋼（Ａｒ３
点ニア１０〜７９０℃）を溶製した後、これを第２表で
示した条件で熱間圧延し、直ちに第２表に示す条件で冷
却し巻取って板厚： ４ 、５ ＋＋ｍの熱延鋼板を製
造した。
点ニア１０〜７９０℃）を溶製した後、これを第２表で
示した条件で熱間圧延し、直ちに第２表に示す条件で冷
却し巻取って板厚： ４ 、５ ＋＋ｍの熱延鋼板を製
造した。
次いで、このようにして得られた各鋼板のそれぞれにつ
いて″引張試験°°及び゛大波げ試験″を実施したが、
この試験結果を第２表に併せて示すと共に、本発明に係
る鋼板と比較＠板（従来の複合組織鋼板）の゛引張強度
乙こ対する穴拡げ性″′の比較を第１図に示した。
いて″引張試験°°及び゛大波げ試験″を実施したが、
この試験結果を第２表に併せて示すと共に、本発明に係
る鋼板と比較＠板（従来の複合組織鋼板）の゛引張強度
乙こ対する穴拡げ性″′の比較を第１図に示した。
第２表に示される結果からも明らかなように、鋼の化学
組成、熱間圧延条件並ひに冷却・巻取り条件が本発明の
規定を満足するものでは、何れも「６５％以下の低降伏
比」と１引張強さに比較して高い穴拡げ率」を示すのに
対して、加熱温度か１１００℃未満でＮｂの固溶温度に
達していない試験番号４．最終パス圧下率が３０％未満
の試験番号８．及びＮｂ無添加鋼を使用した試験番号１
６においては、引張強度に対して穴拡げ率が従来の複合
組織鋼板並に低い製品しか得られないことが分かる。
組成、熱間圧延条件並ひに冷却・巻取り条件が本発明の
規定を満足するものでは、何れも「６５％以下の低降伏
比」と１引張強さに比較して高い穴拡げ率」を示すのに
対して、加熱温度か１１００℃未満でＮｂの固溶温度に
達していない試験番号４．最終パス圧下率が３０％未満
の試験番号８．及びＮｂ無添加鋼を使用した試験番号１
６においては、引張強度に対して穴拡げ率が従来の複合
組織鋼板並に低い製品しか得られないことが分かる。
また、熱間圧延仕上温度がＡｒ３点未満である試験番号
５１巻取り温度が３００℃を超える試験番号６．熱間圧
延後の冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満である試験番号７
．並びに使用した鋼のＮｂ含有量が０．０２５％を超え
る試験番号１７においては、何れも得られた製品の降伏
比が７５％以上であり、複合組ｌｌ１ｉ鋼板の特徴であ
る低降伏比が損なわれて加工性が低下していることが明
らかである。
５１巻取り温度が３００℃を超える試験番号６．熱間圧
延後の冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満である試験番号７
．並びに使用した鋼のＮｂ含有量が０．０２５％を超え
る試験番号１７においては、何れも得られた製品の降伏
比が７５％以上であり、複合組ｌｌ１ｉ鋼板の特徴であ
る低降伏比が損なわれて加工性が低下していることが明
らかである。
〈効果の総括〉
以上に説明した如く、この発明によれば、従来の複合組
織鋼板と比べ一段と優れた加工性を有する高張力熱延鋼
板を安定して製造することが可能となり、工業上等られ
る利益は大きい。
織鋼板と比べ一段と優れた加工性を有する高張力熱延鋼
板を安定して製造することが可能となり、工業上等られ
る利益は大きい。
第１図は、本発明鋼板と従来の複合組織鋼板の引張強度
に対する穴拡げ性を比較したグラフである。
に対する穴拡げ性を比較したグラフである。
Claims (3)
- （１）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ
：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０
１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．
００５〜０．０２５％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成の
Ｎｂ固溶熱鋼片を 最終圧延１パスの圧下率：３０％以上、 仕上圧延温度：Ａｒ＿３点以上 なる条件で連続熱間仕上圧延すると共に、圧延終了後は
２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して３００℃以下
の温度域で巻取ることを特徴とする、微細なフェライト
とマルテンサイトとの複合組織を有する強度−延性バラ
ンスの良好な加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法
。 - （２）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ
：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０
１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．
００５〜０．０２５％、Ｎ：１５〜１００ｐｐｍ、Ｔｉ
：０．００５〜〔（１４／４８）Ｎ（％）＋（２８／４
８）Ｓ（％）〕％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純
物からなる組成のＮｂ固溶熱鋼片を 最終圧延１パスの圧下率：３０％以上、 仕上圧延温度：Ａｒ＿３点以上 なる条件で連続熱間仕上圧延すると共に、圧延終了後は
２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して３００℃以下
の温度域で巻取ることを特徴とする、微細なフェライト
とマルテンサイトとの複合組織を有する強度−延性バラ
ンスの良好な加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法
。 - （３）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ
：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０
１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．
００５〜０．０２５％ を含有すると共に、更に Ｃａ：０．００２〜０．０１％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、 希土類元素：０．００２〜０．１０％ のうちの１種以上をも含有し、残部がＦｅ及び不可避不
純物からなる組成のＮｂ固溶熱鋼片を 最終圧延１パスの圧下率：３０％以上、 仕上圧延温度：Ａｒ＿３点以上 なる条件で連続熱間仕上圧延すると共に、圧延終了後は
２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して３００℃以下
の温度域で巻取ることを特徴とする、微細なフェライト
とマルテンサイトとの複合組織を有する強度−延性バラ
ンスの良好な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 |
|---|---|---|---|
| JP63145056A JPH0757884B2 (ja) | 1988-06-13 | 1988-06-13 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP63145056A JPH0757884B2 (ja) | 1988-06-13 | 1988-06-13 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01312032A true JPH01312032A (ja) | 1989-12-15 |
| JPH0757884B2 JPH0757884B2 (ja) | 1995-06-21 |
Family
ID=15376361
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63145056A Expired - Lifetime JPH0757884B2 (ja) | 1988-06-13 | 1988-06-13 | 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) | JPH0757884B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017166008A (ja) * | 2016-03-15 | 2017-09-21 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6173829A (ja) * | 1984-09-17 | 1986-04-16 | Nippon Steel Corp | 超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法 |
| JPS61159528A (ja) * | 1985-01-08 | 1986-07-19 | Nippon Steel Corp | 加工用熱延鋼板の製造方法 |
| JPS6289815A (ja) * | 1985-10-15 | 1987-04-24 | Kobe Steel Ltd | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
-
1988
- 1988-06-13 JP JP63145056A patent/JPH0757884B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6173829A (ja) * | 1984-09-17 | 1986-04-16 | Nippon Steel Corp | 超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法 |
| JPS61159528A (ja) * | 1985-01-08 | 1986-07-19 | Nippon Steel Corp | 加工用熱延鋼板の製造方法 |
| JPS6289815A (ja) * | 1985-10-15 | 1987-04-24 | Kobe Steel Ltd | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017166008A (ja) * | 2016-03-15 | 2017-09-21 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0757884B2 (ja) | 1995-06-21 |
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|---|---|---|---|
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