JPH03236444A - バーリング性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
バーリング性に優れた熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH03236444A JPH03236444A JP20030790A JP20030790A JPH03236444A JP H03236444 A JPH03236444 A JP H03236444A JP 20030790 A JP20030790 A JP 20030790A JP 20030790 A JP20030790 A JP 20030790A JP H03236444 A JPH03236444 A JP H03236444A
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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、主としてプレス加工される自動車足廻り部品
などを対象とし、１．４〜６．０ｍｍ程度の板厚で、３
８ｋｇｆ／−以上５０ｋｇｆ／−以下の引張強度を有し
、バーリング性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に
係わる。
などを対象とし、１．４〜６．０ｍｍ程度の板厚で、３
８ｋｇｆ／−以上５０ｋｇｆ／−以下の引張強度を有し
、バーリング性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に
係わる。
（従来の技術）
自動車の燃費向上を主目的とする自動車用鋼板のハイテ
ン化や、自動車の高意匠化や空間確保に伴う難成形化に
対する対応要求は、自動車用素材のひとつである熱延鋼
板にとっても大きな課題になっている。熱延鋼板の使用
用途から最も重要な加工性はバーリング性である。これ
は、打ち抜かれた初期穴を拡げる加工であるが、最終形
状が打ち抜き一プレスによる穴拡げで定まらない場合に
は、鍛造による方法や切削穴を初期穴として用いる方法
を採用するために、製造工程が多くなり生産性が確保出
来なかったりコスト高をまねいたりしている。
ン化や、自動車の高意匠化や空間確保に伴う難成形化に
対する対応要求は、自動車用素材のひとつである熱延鋼
板にとっても大きな課題になっている。熱延鋼板の使用
用途から最も重要な加工性はバーリング性である。これ
は、打ち抜かれた初期穴を拡げる加工であるが、最終形
状が打ち抜き一プレスによる穴拡げで定まらない場合に
は、鍛造による方法や切削穴を初期穴として用いる方法
を採用するために、製造工程が多くなり生産性が確保出
来なかったりコスト高をまねいたりしている。
熱延鋼板のハイテン化と難成形化への対応ニズは、鋼板
の加工性を劣化させずに強度特性を向上させるのは当然
として、さらに大きなコスト上昇を伴わないことが前提
であったことから、まず打ち出されてきた考え方は、脱
マイクロアロイ指向、すなわちＴｉ、 Ｎｂ、 Ｖ等
の炭化物（または炭窒化物）生成元素からの脱却であっ
た。これは例えば特開昭５８−１１７３４号公報に代表
されるような、経済性１点溶接性を考慮にいれた成分糸
を用い、熱延工程を有効活用することにより組織制御を
行い、強度を上げながらも加工性を劣化させない熱延鋼
板であることに特徴を有する。しかしながら、検討され
てきた鋼板は引張強度が５０ｋｇｆ／−以上がほとんど
である。
の加工性を劣化させずに強度特性を向上させるのは当然
として、さらに大きなコスト上昇を伴わないことが前提
であったことから、まず打ち出されてきた考え方は、脱
マイクロアロイ指向、すなわちＴｉ、 Ｎｂ、 Ｖ等
の炭化物（または炭窒化物）生成元素からの脱却であっ
た。これは例えば特開昭５８−１１７３４号公報に代表
されるような、経済性１点溶接性を考慮にいれた成分糸
を用い、熱延工程を有効活用することにより組織制御を
行い、強度を上げながらも加工性を劣化させない熱延鋼
板であることに特徴を有する。しかしながら、検討され
てきた鋼板は引張強度が５０ｋｇｆ／−以上がほとんど
である。
一方、引張強度が３５ｋｇｆ／−以上５０ｋｇｆ／−未
満の熱延綱板の特にバーリング性に係わる製造技術とし
ては、特公平１−３２２９３号公報記載のものがある。
満の熱延綱板の特にバーリング性に係わる製造技術とし
ては、特公平１−３２２９３号公報記載のものがある。
これは、Ｃ−Ｓ−４−Ｍｎ系成分を用い６００℃以上の
巻取温度を採用するものであり、伸びフランジ成形性と
耐縦割れ性に優れる熱延鋼板の製造技術である。しかし
ながら、この製造技術は巻取温度を６００℃以上に設定
しているために、パーライト又は粗大セメンタイトの存
在が自明であり、伸びフランジ性を劣化させている。
巻取温度を採用するものであり、伸びフランジ成形性と
耐縦割れ性に優れる熱延鋼板の製造技術である。しかし
ながら、この製造技術は巻取温度を６００℃以上に設定
しているために、パーライト又は粗大セメンタイトの存
在が自明であり、伸びフランジ性を劣化させている。
（発明が解決しようとする課題）
以上のように、３８ｋｇｆ／−以上の引張強度を有する
熱延綱板においてバーリング性を最大限に発揮させるた
めの技術はこれまで開発されていないのが実情であり、
さらに本発明は、該技術開発のために徹底的に研究して
きた結果である。
熱延綱板においてバーリング性を最大限に発揮させるた
めの技術はこれまで開発されていないのが実情であり、
さらに本発明は、該技術開発のために徹底的に研究して
きた結果である。
（課題を解決するための手段）
本発明は、以下の通りの構成を要旨としている。
（１）重量％で
Ｃ： ０．０２〜０．０７％未満
Ｓｉ ： ０．４％未満
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｐ ： ０．０２％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からなり、円相
当半径が０．１ｎ以上の大きさのセメンタイトの組織率
が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下で
あることを特徴とするバーリング性に優れた熱延綱板。
当半径が０．１ｎ以上の大きさのセメンタイトの組織率
が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下で
あることを特徴とするバーリング性に優れた熱延綱板。
（２）重量％で
Ｃ： ０．０２〜０．０７％未満
Ｓｉ：０，４％未満
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｐ ： ０．０２％以下
ｓ ： ０．００５％以下
Ａｌ ： ０．０１〜０．１０％
Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５０％を含み、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当半径が０．
ＩＩｒｍ以上の大きさのセメンタイトの組織率が０．１
％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下であること
を特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼板。
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当半径が０．
ＩＩｒｍ以上の大きさのセメンタイトの組織率が０．１
％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下であること
を特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼板。
（３）重量％で
Ｃ： ０．０２〜０．０７％未満
Ｓｉ：０．４％未満
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｐ ： ０．０２％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からなる綱をス
ラブとした後、熱間圧延して（Ａｒｚ変態点＋５０）℃
以上９５０℃以下の温度で仕上圧延を終了し、仕上圧延
終了から０．５秒以内に５０ ’Ｃ／ｓ以上の冷却を施
し、３５０〜５００℃で巻き取ることにより得られる、
円相当半径が０．１．ｃｍ以上の大きさのセメンタイト
の組織率が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１
％以下であることを特徴とするバーリング性に優れた熱
延鋼板の製造方法。
ラブとした後、熱間圧延して（Ａｒｚ変態点＋５０）℃
以上９５０℃以下の温度で仕上圧延を終了し、仕上圧延
終了から０．５秒以内に５０ ’Ｃ／ｓ以上の冷却を施
し、３５０〜５００℃で巻き取ることにより得られる、
円相当半径が０．１．ｃｍ以上の大きさのセメンタイト
の組織率が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１
％以下であることを特徴とするバーリング性に優れた熱
延鋼板の製造方法。
（４）重量％で
Ｃ： ０．０２〜０．０７％未満
Ｓｉ：０．４％未満
Ｍｎ：０．５〜１．５％
ｒ’ ： ０．０２％以下
ｓ ： ０．００５％以下
Ａｌ ： ０．０１〜０．１０％
Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５０％を含み、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後
、熱間圧延して（Ａｒ３変態点＋５０）℃以上９５０℃
以下の温度で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了から０．
５秒以内に５０℃／ｓ以上の冷却を施し、３５０〜５０
０℃で巻き取ることにより得られる、円相当半径が０．
Ｉｔｒｍ以上の大きさのセメンタイトの組織率が０．１
％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下であること
を特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼板の製造方法
。
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後
、熱間圧延して（Ａｒ３変態点＋５０）℃以上９５０℃
以下の温度で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了から０．
５秒以内に５０℃／ｓ以上の冷却を施し、３５０〜５０
０℃で巻き取ることにより得られる、円相当半径が０．
Ｉｔｒｍ以上の大きさのセメンタイトの組織率が０．１
％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下であること
を特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼板の製造方法
。
（作 用）
次に本発明の各構成要件の限定理由について詳述する。
Ｃは、強度確保のための元素である。そのためには、最
低０．０２％以上が必要である。但し、多量のＣ含有は
、強度を上げすぎるばかりでなく、余分な炭化物（セメ
ンタイトまたはパーライト）生成にもつながるためＣ含
有最大量は０．０７％未満に限定する。
低０．０２％以上が必要である。但し、多量のＣ含有は
、強度を上げすぎるばかりでなく、余分な炭化物（セメ
ンタイトまたはパーライト）生成にもつながるためＣ含
有最大量は０．０７％未満に限定する。
Ｓｉは、経済性や、表面性状を考慮にいれ０．４％未満
の含有とした。
の含有とした。
Ｍｎは、強度確保のために必要な元素であり、最低０．
５％の含有が必要である。上限は、経済性。
５％の含有が必要である。上限は、経済性。
点溶接性２強度安定性を考慮し１．５％とした。
Ｐは、点溶接性を劣化させると共にＡｒｓ変態点温度を
上昇させる元素であるために徹底的にその含有量を下げ
る必要があり、０．０２％以下とした。
上昇させる元素であるために徹底的にその含有量を下げ
る必要があり、０．０２％以下とした。
好ましくは、０．０１％以下に下げた方が良い。
Ｓは、点溶接性、バーリング性の観点からこれまた徹底
的に下げる必要があり、０．００５％以下にする必要が
ある。好ましくは、０．００２％以下に下げた方が良い
。
的に下げる必要があり、０．００５％以下にする必要が
ある。好ましくは、０．００２％以下に下げた方が良い
。
さらに、硫化物系介在物の形態制御のために必要に応し
てＣａを添加する。０．０００５％未満の添加では形態
制御の効果はなく、０．００５０％を超える添加は逆に
Ｃａ系の介在物が増加してバーリング性、延性を劣化さ
せるために、上限をここに定めた。
てＣａを添加する。０．０００５％未満の添加では形態
制御の効果はなく、０．００５０％を超える添加は逆に
Ｃａ系の介在物が増加してバーリング性、延性を劣化さ
せるために、上限をここに定めた。
ＡＩは、脱酸剤として必要である。０．０１％未満では
その効果がなく、０．１０％を超えるとアル旦す系介在
物が増加し、バーリング性と延性を劣化させる。
その効果がなく、０．１０％を超えるとアル旦す系介在
物が増加し、バーリング性と延性を劣化させる。
次に、熱延条件について詳述する。
仕上温度は、（Ａｒ３変態点＋５０ ） ”Ｃ以上に規
定する。この温度未満では、ベイナイト中の炭化物が本
発明の意図するサイズまで微細にならない。
定する。この温度未満では、ベイナイト中の炭化物が本
発明の意図するサイズまで微細にならない。
上限は、９５０ ’Ｃとした。これは、バーリング性向
上の効果が飽和するだけではなく、組織が粗くなり延性
が劣化するためである。
上の効果が飽和するだけではなく、組織が粗くなり延性
が劣化するためである。
仕上圧延終了後直ちに冷却を施す必要がある。
これは、本発明にとって最も重要な要素である。
本発明者らは、高バーリング性を得るための炭化物サイ
ズや形状等について精査を重ねた。その結果として、意
図する高バーリング性を得るためには、粒界三重点やベ
イナイト中に含まれる炭化物のサイズをできる限り微細
にするのが良いことが分かった。それを得るためには、
仕上圧延については高温仕上温度を採用し、さらに仕上
圧延終了後の急冷開始は早ければ早いほど良い。この最
適点を見出すために本発明者らが実験に実験を重ねたの
は言うまでもない。結果として仕上圧延終了後０．５秒
以内に急速冷却を施す必要がある。０．５秒を超えて急
冷開始をすることは、バーリング性向上には不利である
。
ズや形状等について精査を重ねた。その結果として、意
図する高バーリング性を得るためには、粒界三重点やベ
イナイト中に含まれる炭化物のサイズをできる限り微細
にするのが良いことが分かった。それを得るためには、
仕上圧延については高温仕上温度を採用し、さらに仕上
圧延終了後の急冷開始は早ければ早いほど良い。この最
適点を見出すために本発明者らが実験に実験を重ねたの
は言うまでもない。結果として仕上圧延終了後０．５秒
以内に急速冷却を施す必要がある。０．５秒を超えて急
冷開始をすることは、バーリング性向上には不利である
。
さらに、冷却速度は５０℃／ｓ（秒）以上必要である。
これは、急冷による炭化物生成抑制効果を完全に発揮さ
せるために必要なことである。操業技術開発により冷却
終点温度が正確に制御できるようになれば上限は特に規
定する必要はないが、現状では１５０ ’Ｃ／ ｓ以下
であることが好ましい。
せるために必要なことである。操業技術開発により冷却
終点温度が正確に制御できるようになれば上限は特に規
定する必要はないが、現状では１５０ ’Ｃ／ ｓ以下
であることが好ましい。
巻取温度は、３５０℃未満ではマルテンサイトの組織率
が１％を超えるために、さらに５００℃を超える温度で
巻き取るとセメンタイトが凝集し場合によってはパーラ
イトを形成するために、バーリング性が低下するので好
ましくない。
が１％を超えるために、さらに５００℃を超える温度で
巻き取るとセメンタイトが凝集し場合によってはパーラ
イトを形成するために、バーリング性が低下するので好
ましくない。
これら、成分と熱延条件の組み合わせにより得られるＭ
ｌ織はいわゆるフェライト、ベイナイトであるが、フェ
ライト粒界二重点やベイナイト中の炭化物のサイズが極
めて微細である。しかしながら、不慮の要因によりこれ
ら炭化物が円相当半径で０．１μｓ以上のものとして組
織率が０．１％より多く存在した場合には本発明により
得られた熱延鋼板としては扱わない。
ｌ織はいわゆるフェライト、ベイナイトであるが、フェ
ライト粒界二重点やベイナイト中の炭化物のサイズが極
めて微細である。しかしながら、不慮の要因によりこれ
ら炭化物が円相当半径で０．１μｓ以上のものとして組
織率が０．１％より多く存在した場合には本発明により
得られた熱延鋼板としては扱わない。
（実施例）
第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブにした。この表には各鋼のＡｒ３変態点も
併記した。
造にてスラブにした。この表には各鋼のＡｒ３変態点も
併記した。
第１表のなかで、Ｂ綱は旧、Ｃ鋼はＰ、Ｓ、Ｄ鋼はＣ，
Ｅ鋼はＳｉが本発明範囲外であ・る。
Ｅ鋼はＳｉが本発明範囲外であ・る。
第２表は、熱延条件である。第２表においては、加熱温
度約１２００℃１仕上圧延終了後０．１５秒から６０”
Ｃ／ ｓの冷却を施した。巻取後０．８％の調質圧延を
施し、板厚２．９ｍｍの製品とし材質試験に供した。
度約１２００℃１仕上圧延終了後０．１５秒から６０”
Ｃ／ ｓの冷却を施した。巻取後０．８％の調質圧延を
施し、板厚２．９ｍｍの製品とし材質試験に供した。
引張試験は、Ｊ Ｉ Ｓ Ｚ ２２０１，５号試験片
を用いた。Ｍｉｗｉ率は透通電顕写真から判断し、炭化
物の円相当半径は透過電顕写真の画像解析結果を用いた
。
を用いた。Ｍｉｗｉ率は透通電顕写真から判断し、炭化
物の円相当半径は透過電顕写真の画像解析結果を用いた
。
バーリング性は、打ち抜き穴拡げ試験で評価した。打ち
抜きは、直径２０ｍｍのパンチと、板厚の２０％クリア
ランスを有するダイス（ダイス直径ｄ、 ＝ ［２０，
０＋板厚Ｘ０．２］ｍｍ）を用いて打ち抜いた。穴拡げ
は、打ち抜いた切断穴を打ち抜きによるパリのない（パ
リとは反対側の）板面から３０”円錐パンチで押し拡げ
た（この際穴拡げ部への材料流入がないようにフランジ
を６０トンのしわ押さえをかけた）。バーリング性は、
割れが板厚を貫通する時点でパンチを止めた時の穴径（
ｄ）をｄｏで除した比（ｄ／ｄ、）で示した。
抜きは、直径２０ｍｍのパンチと、板厚の２０％クリア
ランスを有するダイス（ダイス直径ｄ、 ＝ ［２０，
０＋板厚Ｘ０．２］ｍｍ）を用いて打ち抜いた。穴拡げ
は、打ち抜いた切断穴を打ち抜きによるパリのない（パ
リとは反対側の）板面から３０”円錐パンチで押し拡げ
た（この際穴拡げ部への材料流入がないようにフランジ
を６０トンのしわ押さえをかけた）。バーリング性は、
割れが板厚を貫通する時点でパンチを止めた時の穴径（
ｄ）をｄｏで除した比（ｄ／ｄ、）で示した。
点溶接試験は、散り発生直前の電流条件で単点溶接を行
ない、これを引き剥がしその破断面かもとの接合面にか
かっていないものを○、かかっているものを×で示した
。
ない、これを引き剥がしその破断面かもとの接合面にか
かっていないものを○、かかっているものを×で示した
。
比較鋼については、比較鋼であるための条件を★印で示
し、その理由を下線で示した。
し、その理由を下線で示した。
本発明鋼はＮα１，２，３，７，１２，１３゜１４であ
り、比較鋼はＮα４，５，６，８，９゜１０１１である
。
り、比較鋼はＮα４，５，６，８，９゜１０１１である
。
Ｎｏ、 ４は、巻取温度が本発明範囲より高かったため
にバーリング性が劣化した。Ｎｏ、 ５は、巻取温度が
本発明範囲より低かったために、バーリング性が劣化し
た。Ｎｏ、６は、仕上温度が本発明範囲より低かったた
めにバーリング性が劣化した。Ｎα８は、Ｍｎ含有量が
本発明範囲より低いために所望の強度特性が得られなか
った。Ｎｏ、 ９は、Ｐ、Ｓの含有量が本発明範囲より
高かったために、バーリング性と点溶接性が劣化した。
にバーリング性が劣化した。Ｎｏ、 ５は、巻取温度が
本発明範囲より低かったために、バーリング性が劣化し
た。Ｎｏ、６は、仕上温度が本発明範囲より低かったた
めにバーリング性が劣化した。Ｎα８は、Ｍｎ含有量が
本発明範囲より低いために所望の強度特性が得られなか
った。Ｎｏ、 ９は、Ｐ、Ｓの含有量が本発明範囲より
高かったために、バーリング性と点溶接性が劣化した。
Ｎｏ、 １０は、Ｃ含有量が本発明範囲より高かったた
めに炭化物が余分に生威しバーリング性を劣化させた。
めに炭化物が余分に生威しバーリング性を劣化させた。
Ｎα１１はＳｉ含有量が高すぎるためにＡｒｔ変態点が
上昇した。このＡｒ３変態点に対応すべく本発明範囲外
の仕上圧延温度を採用したために、延性が劣化した。ま
た、赤スケールが発生した。
上昇した。このＡｒ３変態点に対応すべく本発明範囲外
の仕上圧延温度を採用したために、延性が劣化した。ま
た、赤スケールが発生した。
これらに対し、本発明鋼であるＮｏ、１．２，３゜７．
１２，１３．１４は、何れも高バーリング性を示し、か
つ表面美麗で点溶接性になんら問題を起こさなかった。
１２，１３．１４は、何れも高バーリング性を示し、か
つ表面美麗で点溶接性になんら問題を起こさなかった。
第３表は、仕上直後急冷に関する実施例である。
供試鋼は、符号Ａであり、加熱温度： １１２０℃１仕
上温度：９００℃とした。
上温度：９００℃とした。
Ｎａ１５は、冷却速度が本発明範囲外であり、粗大な炭
化物析出によるバーリング性低下を引き起こした。
化物析出によるバーリング性低下を引き起こした。
ｋ１６は、急冷開始までの時間が本発明範囲外でありへ
イナイト中の炭化物が大きくなりバーリング性が劣化し
た。
イナイト中の炭化物が大きくなりバーリング性が劣化し
た。
（発明の効果）
以上説明した通り、本発明によればバーリング性と延性
に優れ赤スケールまたは雲形模様のない３８ｋｇｆ／−
以上の熱延鋼板が提供できる。本発明による鋼帯はその
まま黒皮で用いても良く、また酸洗して用いても良い。
に優れ赤スケールまたは雲形模様のない３８ｋｇｆ／−
以上の熱延鋼板が提供できる。本発明による鋼帯はその
まま黒皮で用いても良く、また酸洗して用いても良い。
あるいは、せん断ラインにて切板としても良い。本発明
による銅帯はレヘラーまたは調質圧延により形状を整え
たり、巻き癖を矯正しても良い。
による銅帯はレヘラーまたは調質圧延により形状を整え
たり、巻き癖を矯正しても良い。
Claims (4)
- （１）重量％で Ｃ：０．０２〜０．０７％未満 Ｓｉ：０．４％未満 Ｍｎ：０．５〜１．５％ Ｐ：０．０２％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からなり、円相
当半径が０．１μｍ以上の大きさのセメンタイトの組織
率が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下
であることを特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼板
。 - （２）重量％で Ｃ：０．０２〜０．０７％未満 Ｓｉ：０．４％未満 Ｍｎ：０．５〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相
当半径が０．１μｍ以上の大きさのセメンタイトの組織
率が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１％以下
であることを特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼板
。 - （３）重量％で Ｃ：０．０２〜０．０７％未満 Ｓｉ：０．４％未満 Ｍｎ：０．５〜１．５％ Ｐ：０．０２％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からなる鋼をス
ラブとした後、熱間圧延して（Ａｒ＿３変態点＋５０）
℃以上９５０℃以下の温度で仕上圧延を終了し、仕上圧
延終了から０．５秒以内に５０℃／ｓ以上の冷却を施し
、３５０〜５００℃で巻き取ることにより得られる、円
相当半径が０．１μｍ以上の大きさのセメンタイトの組
織率が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１％以
下であることを特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼
板の製造方法。 - （４）重量％で Ｃ：０．０２〜０．０７％未満 Ｓｉ：０．４％未満 Ｍｎ：０．５〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をス
ラブとした後、熱間圧延して（Ａｒ＿３変態点＋５０）
℃以上９５０℃以下の温度で仕上圧延を終了し、仕上圧
延終了から０．５秒以内に５０℃／ｓ以上の冷却を施し
、３５０〜５００℃で巻き取ることにより得られる、円
相当半径が０．１μｍ以上の大きさのセメンタイトの組
織率が０．１％以下でマルテンサイトの組織率が１％以
下であることを特徴とするバーリング性に優れた熱延鋼
板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1-342226 | 1989-12-29 | ||
| JP34222689 | 1989-12-29 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03236444A true JPH03236444A (ja) | 1991-10-22 |
| JP3032985B2 JP3032985B2 (ja) | 2000-04-17 |
Family
ID=18352095
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02200307A Expired - Lifetime JP3032985B2 (ja) | 1989-12-29 | 1990-07-27 | バーリング性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3032985B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003018857A1 (fr) * | 2001-08-24 | 2003-03-06 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude au faconnage et procede de production associe |
-
1990
- 1990-07-27 JP JP02200307A patent/JP3032985B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003018857A1 (fr) * | 2001-08-24 | 2003-03-06 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude au faconnage et procede de production associe |
| US7534312B2 (en) | 2001-08-24 | 2009-05-19 | Nippon Steel Corporation | Steel plate exhibiting excellent workability and method for producing the same |
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| US7776161B2 (en) | 2001-08-24 | 2010-08-17 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in workability |
| US8052807B2 (en) | 2001-08-24 | 2011-11-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability |
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