JPH0213013B2 - - Google Patents
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- JPH0213013B2 JPH0213013B2 JP57020764A JP2076482A JPH0213013B2 JP H0213013 B2 JPH0213013 B2 JP H0213013B2 JP 57020764 A JP57020764 A JP 57020764A JP 2076482 A JP2076482 A JP 2076482A JP H0213013 B2 JPH0213013 B2 JP H0213013B2
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- JP
- Japan
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- less
- hot
- steel
- tensile strength
- strength
- Prior art date
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-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は主として自動車用途を対象とし、板厚
1.6〜4.0mm程度で60Kgf/mm2以上の引張強さを有し、
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法
に係る。 従来、引張強さ60Kgf/mm2以上の高強度熱延鋼板
はSi−MnにNb，Ｖ，Tiを添加しこれらの炭窒
化物の析出強度によつて強度をもたせる析出強化
系によつて製造されていた。しかしこの方法は高
価なNb，Ｖ，Ti等を用いるため経済的に問題が
あり、また析出強化特有の伸びの低さもありその
使用用途が限られていた。 こういう状況を打ち破るものとして期待された
材料がフエライトとマルテンサイトからなるいわ
ゆる複合組織鋼（Dual Phase鋼）である。低降
伏点、高加工硬化、高伸びというような加工性の
点からは実に好ましい性質を有する。この鋼のも
ともとの製造法はα／γ2相域に加熱後急冷する
という方法で連続焼鈍設備がこれに適していた。
しかし一般的には熱延鋼板の連続焼鈍設備はない
ため熱延ままでの製造、すなわち非調質化の開発
研究が行なわれ、いくつかの方法が提案されてい
るが工程条件に過度の負荷が加わつたり、多くの
合金元素を必要とするというような問題が生じ、
経済性、特性上の観点から実用化されるに至つて
いない。 以上のようなことを背景に開発、実用化された
のが本発明である。本発明の要旨とするところは
下記のとおりである。 (1) Ｃ：0.15超〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：
0.7〜1.5％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.005％以
下、Al：0.01〜0.10％を含み残部Feおよび不可
避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、
1200℃以下に加熱し、熱間圧延してAr3変態点
〜930℃で仕上圧延を終了し、その後平均冷却
速度15℃/S以上で冷却し350〜560℃で巻取る
ことを特徴とする60Kgf/mm2以上の引張強さを有
し加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製
造法。 (2) Ｃ：0.15超〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：
0.7〜1.5％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.005％以
下、Al：0.01〜0.10％、さらにCa：0.0005〜
0.0050％、REM：0.005〜0.015％、Mg：
0.0005〜0.010％のうち１種または２種以上を
含み残部Feおよび不可避的不純物元素からな
る鋼をスラブとした後、1200℃以下に加熱し、
熱間圧延してAr3変態点〜930℃で仕上圧延を
終了し、その後平均冷却速度15℃/S以上で冷
却し350〜560℃で巻取ることを特徴とする60Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有し加工性、溶接性の優
れた高強度熱延鋼板の製造法。 すなわち、Ｃ、Si、Mnを中心とする成分規制
と特定熱延条件との組合せにより微細なフエライ
トと緻密なパーライトからなる組織を得て強度と
伸びを確保する。このときの伸びは複合組織鋼に
は劣るものの析出強化鋼よりは良く、自動車メン
バー等の用途には十分成形上耐えられる。自動車
用熱延鋼板における加工性は伸びばかりでなく、
伸びフランジ性も重要な要素となる。そのため硫
化物系介在物を徹底的に減少させ、さらに場合に
よつてはその形状を球状化させるためCa、
REM、Mgの１種以上を添加する。自動車用熱延
鋼板にとつて次に重要な特性として点溶接性があ
げられる。点溶接性としては溶接部を垂直に引き
はがしたときはく離状況から簡便に判断する方法
があるがより厳密には十字引張強度（JIS.Z3137）
との接合面からはく離しないことや、疲労強度が
問題となる。このような点溶接性を向上させるに
は鋼中のＣ量の限定、Ｐ，Ｓの大幅な低減が有効
であることが判明した。 以上の点より成分および熱延条件を特定し、絶
妙の組合せとすることで加工性、点溶接性、経済
性をバランスさせた高強度熱延鋼板を製造するに
至つた。 次に本願発明の各構成要件の数値を限定した理
由について述べる。 Ｃはフエライト・パーライト鋼として60Kgf/mm2
以上の強度を確保するために必要であり、そのた
めには最小限0.15％超必要である。しかし0.25％
を越えるとパーライト部分が増えすぎ60Kgf/mm2以
上の引張強さを考慮しても延性の劣化が大きくま
た、点溶接性も劣化する。そのためＣは0.15超〜
0.25％とした。 Siはフエライト相に置換型固溶し強度を高める
のに有効である。さらにフエライトの加工硬化程
度を高め靭性を増す作用も有する。しかし1.5％
を越えるとこれらの効果は飽和する方向になり、
またSiスケールにより酸洗性も悪くなりさらにま
た経済性も損なわれるのでSi添加量は1.5％以下
とした。 Mnは緻密なフエライトパーライト組織を作り
出し、鋼の強度とともに延性をも向上させるので
0.7％は必要である。しかしMn添加量が多すぎる
と層状組織を呈し延性を劣化させるとともにコス
ト高となるので上限を1.5％とした。 次にＰは点溶接性の観点から徹底的に下げる必
要があり0.01％以下とした。また、Ｓは点溶接性
および伸びフランジ性の観点によりこれまた徹底
的に下げる必要があり、0.005％以下とした。 伸びフランジ性改善のためには硫化物系介在物
を減らすことが必要で、そのために上述のように
Ｓ量を減らす必要があるが、もつと厳しい伸びフ
ランジ用途のためには硫化物系介在物を減らす上
に、これを球状化することが好ましい。そのため
にCa，REM，Mgの１種以上を添加して可塑性
の少ない硫化物とすることが好ましい。それぞれ
0.0005％、0.005％、0.0005％未満では球状化の効
果は少なく、一方それぞれ0.0050％、0.015％、
0.010％超では球状化の効果は飽和する上にかえ
つて酸化物系介在物を増加させ延性を劣化させる
のでCa，REM，Mgの１種以上添加する場合は
それぞれ0.0005〜0.0050％、0.005〜0.015％、
0.0005〜0.010％とする必要がある。 Alは脱酸剤として必要である。0.01％未満では
その効果が少なく0.10％を超えるとアルミナ系介
在物が増し、鋼の延性を劣化させる。 次に熱延条件であるが熱延条件は本発明にあつ
ては成分との組合せにおいて非常に重要な構成要
件である。 まず、加熱温度は1200℃以下とする必要があ
る。本発明鋼にあつては延性の点よりTi，Nb，
Ｖを添加していない。従つてオーステナイトは熱
延中細粒にはなりにくいし、また未再結晶である
温度域も少ない。そこで圧延前の状態におけるオ
ーステナイト粒を小さくしておかないと微細な最
終組織は得られない。そのため低温加熱する必要
がある。また、このことから省エネルギーという
利点も生ずる。さらに徹底して微細組織を得るに
は加熱温度を1150℃以下とすることが好ましい。
加熱温度の下限値は熱延ができる範囲で低い方が
よいが通常1050℃程度である。 次に仕上圧延終了温度はAr3変態点〜930℃と
する必要がある。930℃を超えると変態前オース
テナイトが粗大化し粗大ベイナイト状組織を呈し
延性を劣化させる。またAr3変態点未満で圧延を
行なうとフエライト変態を起しかつそのフエライ
トが加工を受け延性を劣化させる。 次に仕上圧延終了から巻取までの冷却はこの間
の変態により組織を作り込むという点で重要であ
り、そのためには平均速度で15℃/S以上とする
必要がある。15℃/S未満では粗大なフエライ
ト・パーライト組織となり強度が得られないばか
りか帯状組織となりやすく伸びフランジ性をも劣
化させる。より安定して強度を確保するには25
℃／Ｓ以上とすることが好ましい。 巻取温度は成分、加熱温度と関連して本発明特
有の性質を得る上で重要な構成要件である。560
℃を越える巻取温度では微細なフエライト・パー
ライト組織が得られず強度が確保できない。一
方、350℃未満の巻取温度では圧延スピードが限
定され、生産性が落ちることや、形状がくずれる
ため矯正工程が必要となるなどのため経済性が損
なわれる。そのため巻取温度は350〜560℃とし
た。しかしながら400℃以下の巻取温度の場合通
常の巻取温度からすると多少生産性が落ちるため
より経済性をさらに追求するならば巻取温度は
400℃超とするのが好ましい。一方、安定して微
細な組織を得るには480℃以下の巻取温度とする
ことが好ましい。 なお、ここでいう微細なフエライト・パーライ
ト組織とは５〜10μｍ程度の径をもつポリゴナル
フエライトとその粒界に存在する微細パーライト
からなる組織でパーライトは完全な層状組織は示
していない。また一部島状マルテンサイトやベイ
ナイトが存在する場合もある。 以上で構成要件の数値限定理由につき述べた
が、ここで用いる鋼スラブは分塊−造塊法あるい
は連続鋳造法いずれによつてもよいが経済性を考
えると連続鋳造法によるのが好ましい。また、省
エネルギーのためスラブの加熱炉への温間装入も
好ましい。 次に本発明を実施例にて説明する。 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製
し、連続鋳造にてスラブとしたのち熱延を行なつ
た。
1.6〜4.0mm程度で60Kgf/mm2以上の引張強さを有し、
加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法
に係る。 従来、引張強さ60Kgf/mm2以上の高強度熱延鋼板
はSi−MnにNb，Ｖ，Tiを添加しこれらの炭窒
化物の析出強度によつて強度をもたせる析出強化
系によつて製造されていた。しかしこの方法は高
価なNb，Ｖ，Ti等を用いるため経済的に問題が
あり、また析出強化特有の伸びの低さもありその
使用用途が限られていた。 こういう状況を打ち破るものとして期待された
材料がフエライトとマルテンサイトからなるいわ
ゆる複合組織鋼（Dual Phase鋼）である。低降
伏点、高加工硬化、高伸びというような加工性の
点からは実に好ましい性質を有する。この鋼のも
ともとの製造法はα／γ2相域に加熱後急冷する
という方法で連続焼鈍設備がこれに適していた。
しかし一般的には熱延鋼板の連続焼鈍設備はない
ため熱延ままでの製造、すなわち非調質化の開発
研究が行なわれ、いくつかの方法が提案されてい
るが工程条件に過度の負荷が加わつたり、多くの
合金元素を必要とするというような問題が生じ、
経済性、特性上の観点から実用化されるに至つて
いない。 以上のようなことを背景に開発、実用化された
のが本発明である。本発明の要旨とするところは
下記のとおりである。 (1) Ｃ：0.15超〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：
0.7〜1.5％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.005％以
下、Al：0.01〜0.10％を含み残部Feおよび不可
避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、
1200℃以下に加熱し、熱間圧延してAr3変態点
〜930℃で仕上圧延を終了し、その後平均冷却
速度15℃/S以上で冷却し350〜560℃で巻取る
ことを特徴とする60Kgf/mm2以上の引張強さを有
し加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製
造法。 (2) Ｃ：0.15超〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：
0.7〜1.5％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.005％以
下、Al：0.01〜0.10％、さらにCa：0.0005〜
0.0050％、REM：0.005〜0.015％、Mg：
0.0005〜0.010％のうち１種または２種以上を
含み残部Feおよび不可避的不純物元素からな
る鋼をスラブとした後、1200℃以下に加熱し、
熱間圧延してAr3変態点〜930℃で仕上圧延を
終了し、その後平均冷却速度15℃/S以上で冷
却し350〜560℃で巻取ることを特徴とする60Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有し加工性、溶接性の優
れた高強度熱延鋼板の製造法。 すなわち、Ｃ、Si、Mnを中心とする成分規制
と特定熱延条件との組合せにより微細なフエライ
トと緻密なパーライトからなる組織を得て強度と
伸びを確保する。このときの伸びは複合組織鋼に
は劣るものの析出強化鋼よりは良く、自動車メン
バー等の用途には十分成形上耐えられる。自動車
用熱延鋼板における加工性は伸びばかりでなく、
伸びフランジ性も重要な要素となる。そのため硫
化物系介在物を徹底的に減少させ、さらに場合に
よつてはその形状を球状化させるためCa、
REM、Mgの１種以上を添加する。自動車用熱延
鋼板にとつて次に重要な特性として点溶接性があ
げられる。点溶接性としては溶接部を垂直に引き
はがしたときはく離状況から簡便に判断する方法
があるがより厳密には十字引張強度（JIS.Z3137）
との接合面からはく離しないことや、疲労強度が
問題となる。このような点溶接性を向上させるに
は鋼中のＣ量の限定、Ｐ，Ｓの大幅な低減が有効
であることが判明した。 以上の点より成分および熱延条件を特定し、絶
妙の組合せとすることで加工性、点溶接性、経済
性をバランスさせた高強度熱延鋼板を製造するに
至つた。 次に本願発明の各構成要件の数値を限定した理
由について述べる。 Ｃはフエライト・パーライト鋼として60Kgf/mm2
以上の強度を確保するために必要であり、そのた
めには最小限0.15％超必要である。しかし0.25％
を越えるとパーライト部分が増えすぎ60Kgf/mm2以
上の引張強さを考慮しても延性の劣化が大きくま
た、点溶接性も劣化する。そのためＣは0.15超〜
0.25％とした。 Siはフエライト相に置換型固溶し強度を高める
のに有効である。さらにフエライトの加工硬化程
度を高め靭性を増す作用も有する。しかし1.5％
を越えるとこれらの効果は飽和する方向になり、
またSiスケールにより酸洗性も悪くなりさらにま
た経済性も損なわれるのでSi添加量は1.5％以下
とした。 Mnは緻密なフエライトパーライト組織を作り
出し、鋼の強度とともに延性をも向上させるので
0.7％は必要である。しかしMn添加量が多すぎる
と層状組織を呈し延性を劣化させるとともにコス
ト高となるので上限を1.5％とした。 次にＰは点溶接性の観点から徹底的に下げる必
要があり0.01％以下とした。また、Ｓは点溶接性
および伸びフランジ性の観点によりこれまた徹底
的に下げる必要があり、0.005％以下とした。 伸びフランジ性改善のためには硫化物系介在物
を減らすことが必要で、そのために上述のように
Ｓ量を減らす必要があるが、もつと厳しい伸びフ
ランジ用途のためには硫化物系介在物を減らす上
に、これを球状化することが好ましい。そのため
にCa，REM，Mgの１種以上を添加して可塑性
の少ない硫化物とすることが好ましい。それぞれ
0.0005％、0.005％、0.0005％未満では球状化の効
果は少なく、一方それぞれ0.0050％、0.015％、
0.010％超では球状化の効果は飽和する上にかえ
つて酸化物系介在物を増加させ延性を劣化させる
のでCa，REM，Mgの１種以上添加する場合は
それぞれ0.0005〜0.0050％、0.005〜0.015％、
0.0005〜0.010％とする必要がある。 Alは脱酸剤として必要である。0.01％未満では
その効果が少なく0.10％を超えるとアルミナ系介
在物が増し、鋼の延性を劣化させる。 次に熱延条件であるが熱延条件は本発明にあつ
ては成分との組合せにおいて非常に重要な構成要
件である。 まず、加熱温度は1200℃以下とする必要があ
る。本発明鋼にあつては延性の点よりTi，Nb，
Ｖを添加していない。従つてオーステナイトは熱
延中細粒にはなりにくいし、また未再結晶である
温度域も少ない。そこで圧延前の状態におけるオ
ーステナイト粒を小さくしておかないと微細な最
終組織は得られない。そのため低温加熱する必要
がある。また、このことから省エネルギーという
利点も生ずる。さらに徹底して微細組織を得るに
は加熱温度を1150℃以下とすることが好ましい。
加熱温度の下限値は熱延ができる範囲で低い方が
よいが通常1050℃程度である。 次に仕上圧延終了温度はAr3変態点〜930℃と
する必要がある。930℃を超えると変態前オース
テナイトが粗大化し粗大ベイナイト状組織を呈し
延性を劣化させる。またAr3変態点未満で圧延を
行なうとフエライト変態を起しかつそのフエライ
トが加工を受け延性を劣化させる。 次に仕上圧延終了から巻取までの冷却はこの間
の変態により組織を作り込むという点で重要であ
り、そのためには平均速度で15℃/S以上とする
必要がある。15℃/S未満では粗大なフエライ
ト・パーライト組織となり強度が得られないばか
りか帯状組織となりやすく伸びフランジ性をも劣
化させる。より安定して強度を確保するには25
℃／Ｓ以上とすることが好ましい。 巻取温度は成分、加熱温度と関連して本発明特
有の性質を得る上で重要な構成要件である。560
℃を越える巻取温度では微細なフエライト・パー
ライト組織が得られず強度が確保できない。一
方、350℃未満の巻取温度では圧延スピードが限
定され、生産性が落ちることや、形状がくずれる
ため矯正工程が必要となるなどのため経済性が損
なわれる。そのため巻取温度は350〜560℃とし
た。しかしながら400℃以下の巻取温度の場合通
常の巻取温度からすると多少生産性が落ちるため
より経済性をさらに追求するならば巻取温度は
400℃超とするのが好ましい。一方、安定して微
細な組織を得るには480℃以下の巻取温度とする
ことが好ましい。 なお、ここでいう微細なフエライト・パーライ
ト組織とは５〜10μｍ程度の径をもつポリゴナル
フエライトとその粒界に存在する微細パーライト
からなる組織でパーライトは完全な層状組織は示
していない。また一部島状マルテンサイトやベイ
ナイトが存在する場合もある。 以上で構成要件の数値限定理由につき述べた
が、ここで用いる鋼スラブは分塊−造塊法あるい
は連続鋳造法いずれによつてもよいが経済性を考
えると連続鋳造法によるのが好ましい。また、省
エネルギーのためスラブの加熱炉への温間装入も
好ましい。 次に本発明を実施例にて説明する。 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製
し、連続鋳造にてスラブとしたのち熱延を行なつ
た。
【表】
符号中○印は本発明に従つた成分であ
る。
熱延条件を第２表に示す。第１表の鋼のうち符
号Ａ〜Ｄは本発明鋼である。符号Ｅ，Ｆの鋼はＣ
量が、符号Ｇの鋼はＰ量が、符号Ｈの鋼はＳ量が
本発明とは異なるものである。また熱延条件では
No.１〜３，８，11，13〜17が本発明に基づく条件
で、No.４は仕上終了温度が、No.５は加熱温度が、
No.６，10は巻取温度が、No.７，９，12は仕上、巻
取間の平均冷却速度が本発明と異なるものであ
る。
る。
熱延条件を第２表に示す。第１表の鋼のうち符
号Ａ〜Ｄは本発明鋼である。符号Ｅ，Ｆの鋼はＣ
量が、符号Ｇの鋼はＰ量が、符号Ｈの鋼はＳ量が
本発明とは異なるものである。また熱延条件では
No.１〜３，８，11，13〜17が本発明に基づく条件
で、No.４は仕上終了温度が、No.５は加熱温度が、
No.６，10は巻取温度が、No.７，９，12は仕上、巻
取間の平均冷却速度が本発明と異なるものであ
る。
【表】
○印をつけたNo.の熱延条件は本発明に従つた
方法である。
こうして製造した鋼帯を酸洗後切板ラインで切
板とした。その際１％の調質圧延を施した。その
後材質試験に供した。 引張試験はJIS2201，５号試験片を用いた。点
溶接継手の十字引張はJIS Z3137に従つた。溶接
は単点とし、その条件は電極8.0mmφ、通電時間
28サイクル、保持時間28サイクル、加圧力500Kg
とし電流は十字引張強さ的にみて最適値付近とし
た。板厚2.3mmの場合約1300Aであつた。 また穴拡げ試験は直径20mmの剪断穴を円錐ポン
チで押し広げる方法を用い、クラツクが板厚を貫
通する時点での穴径をもとの穴径（20mm）で割つ
た値でもつて穴拡げ比とした。 材質試験の結果を第３表に示す。なお、第３表
には代表的な複合組織鋼（Dual Phase鋼）と析
出強化鋼の材質試験結果も合わせて示す（いずれ
も板厚2.3mm）。
方法である。
こうして製造した鋼帯を酸洗後切板ラインで切
板とした。その際１％の調質圧延を施した。その
後材質試験に供した。 引張試験はJIS2201，５号試験片を用いた。点
溶接継手の十字引張はJIS Z3137に従つた。溶接
は単点とし、その条件は電極8.0mmφ、通電時間
28サイクル、保持時間28サイクル、加圧力500Kg
とし電流は十字引張強さ的にみて最適値付近とし
た。板厚2.3mmの場合約1300Aであつた。 また穴拡げ試験は直径20mmの剪断穴を円錐ポン
チで押し広げる方法を用い、クラツクが板厚を貫
通する時点での穴径をもとの穴径（20mm）で割つ
た値でもつて穴拡げ比とした。 材質試験の結果を第３表に示す。なお、第３表
には代表的な複合組織鋼（Dual Phase鋼）と析
出強化鋼の材質試験結果も合わせて示す（いずれ
も板厚2.3mm）。
【表】
【表】
第３表より本発明に成分、熱延条件ともに従つ
たNo.１〜３，８，11，13の鋼は60Kgf/mm2以上の引
張強さと析出強化鋼より優れた伸びを有する。ま
たこれらのNo.の鋼は点溶接の十字引張強度におい
ても良好な値を示している。ただし低Ｃ材である
No.14に比べると若干低いが、強度を増す目的でＣ
量を0.15％超としていることを考慮すれば良好な
値である。なお破断形態としては若干のナゲツト
内破断を示すものも見られた。また穴拡げ比もい
ずれも1.4以上の良好な値である。 これに対して比較例のNo.４、５の鋼では引張強
さは若干高いものの伸びが極めて悪く、また穴拡
げ比も小さい。No.６、７、９、10、12の条件では
引張強さ60Kgf/mm2級が得られず、またＣ量の少な
いNo.14の鋼でも引張強さ60Kgf/mm2級が得られな
い。また成分的に本発明と異なるNo.15〜17の鋼で
は十字引張強度が極端に低いとか伸びや穴拡げ比
が低いという欠陥がある。 また、上述のごとく本発明による熱延条件は生
産性阻害要因がなく、形状等の歩留り落ちも少な
いため経済的にも良好である。 最後に本発明による鋼帯はそのまま黒皮にて用
いてもよく、また酸洗して用いてもよい。あるい
は剪断ラインにて切板としてもよい。その際、レ
ベラーまたは調質圧延により形状を整えたり、巻
きぐせを矯正してもよい。
たNo.１〜３，８，11，13の鋼は60Kgf/mm2以上の引
張強さと析出強化鋼より優れた伸びを有する。ま
たこれらのNo.の鋼は点溶接の十字引張強度におい
ても良好な値を示している。ただし低Ｃ材である
No.14に比べると若干低いが、強度を増す目的でＣ
量を0.15％超としていることを考慮すれば良好な
値である。なお破断形態としては若干のナゲツト
内破断を示すものも見られた。また穴拡げ比もい
ずれも1.4以上の良好な値である。 これに対して比較例のNo.４、５の鋼では引張強
さは若干高いものの伸びが極めて悪く、また穴拡
げ比も小さい。No.６、７、９、10、12の条件では
引張強さ60Kgf/mm2級が得られず、またＣ量の少な
いNo.14の鋼でも引張強さ60Kgf/mm2級が得られな
い。また成分的に本発明と異なるNo.15〜17の鋼で
は十字引張強度が極端に低いとか伸びや穴拡げ比
が低いという欠陥がある。 また、上述のごとく本発明による熱延条件は生
産性阻害要因がなく、形状等の歩留り落ちも少な
いため経済的にも良好である。 最後に本発明による鋼帯はそのまま黒皮にて用
いてもよく、また酸洗して用いてもよい。あるい
は剪断ラインにて切板としてもよい。その際、レ
ベラーまたは調質圧延により形状を整えたり、巻
きぐせを矯正してもよい。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.15超〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：
0.7〜1.5％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.005％以下、
Al：0.01〜0.10％を含み残部Feおよび不可避的不
純物元素からなる鋼をスラブとした後、1200℃以
下に加熱し、熱間圧延してAr3変態点〜930℃で
仕上圧延を終了し、その後平均冷却速度15℃／Ｓ
以上で冷却し350〜560℃で巻取ることを特徴とす
る60Kgf/mm2以上の引張強さを有し加工性、溶接性
の優れた熱延鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.15超〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：
0.7〜1.5％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.005％以下、
Al：0.01〜0.10％、さらにCa：0.0005〜0.0050％、
REM：0.005〜0.015％、Mg：0.005〜0.010％の
うち１種または２種以上を含み残部Feおよび不
可避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、
1200℃以下に加熱し、熱間圧延してAr3変態点〜
930℃で仕上圧延を終了し、その後平均冷却速度
15℃/S以上で冷却し350〜560℃で巻取ることを
特徴とする60Kgf/mm2以上の引張強さを有し加工
性、溶接性の優れた熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57020764A JPS58141334A (ja) | 1982-02-12 | 1982-02-12 | ６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の引張強さを有し加工性、溶接性の優れた熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57020764A JPS58141334A (ja) | 1982-02-12 | 1982-02-12 | ６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の引張強さを有し加工性、溶接性の優れた熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58141334A JPS58141334A (ja) | 1983-08-22 |
| JPH0213013B2 true JPH0213013B2 (ja) | 1990-04-03 |
Family
ID=12036240
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57020764A Granted JPS58141334A (ja) | 1982-02-12 | 1982-02-12 | ６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の引張強さを有し加工性、溶接性の優れた熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58141334A (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60181230A (ja) * | 1984-02-29 | 1985-09-14 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
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| JPH0774378B2 (ja) * | 1989-12-09 | 1995-08-09 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| CN103255337B (zh) * | 2013-04-24 | 2014-12-10 | 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 | 一种低成本易焊接钢的生产方法 |
| JP6528920B2 (ja) * | 2017-05-18 | 2019-06-12 | 日本製鉄株式会社 | 線材、及び鋼線の製造方法 |
| CN110343958A (zh) * | 2019-07-25 | 2019-10-18 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种抗拉强度500MPa级汽车桥壳用卷板及其制备方法 |
| CN111041348A (zh) * | 2019-11-22 | 2020-04-21 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 一种低锰热轧钢及其热轧工艺 |
| CN111187980B (zh) * | 2020-02-12 | 2021-03-09 | 钢铁研究总院 | 一种稀土微合金化高强度建筑钢筋及其生产方法 |
-
1982
- 1982-02-12 JP JP57020764A patent/JPS58141334A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58141334A (ja) | 1983-08-22 |
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