JPH09137232A - 高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
高張力熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH09137232A JPH09137232A JP29285895A JP29285895A JPH09137232A JP H09137232 A JPH09137232 A JP H09137232A JP 29285895 A JP29285895 A JP 29285895A JP 29285895 A JP29285895 A JP 29285895A JP H09137232 A JPH09137232 A JP H09137232A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ti炭化物の析出による鋼板強度の増加を最
大限に発揮させる高張力熱延鋼板の製造技術を提案す
る。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.18wt％、Si：1.0 wt％以
下、Mn：0.3 〜1.8 wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、11
00℃以上に加熱した後、Ａr3変態点以上の圧延終了温度
で熱間圧延し、次いで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−20
0 ℃）の温度域は8 〜18℃/secの速度で冷却し、（Ａr3
変態点−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域は18℃/secを
超える速度で冷却し、600 〜400 ℃で巻き取る。
大限に発揮させる高張力熱延鋼板の製造技術を提案す
る。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.18wt％、Si：1.0 wt％以
下、Mn：0.3 〜1.8 wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、11
00℃以上に加熱した後、Ａr3変態点以上の圧延終了温度
で熱間圧延し、次いで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−20
0 ℃）の温度域は8 〜18℃/secの速度で冷却し、（Ａr3
変態点−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域は18℃/secを
超える速度で冷却し、600 〜400 ℃で巻き取る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車に代表され
る各種機械の構造部材として好適な熱延鋼板を製造する
方法に関わり、特にTiを主たる強化元素とする析出強化
型高張力熱延鋼板の製造方法に関するものである。
る各種機械の構造部材として好適な熱延鋼板を製造する
方法に関わり、特にTiを主たる強化元素とする析出強化
型高張力熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、省資源や環境保護の観点から、自
動車をはじめとする各種機械類の軽量化指向が強まって
きており、これに伴って、熱延鋼板の使用量に占める高
張力熱延鋼板の割合が益々増大しつつある。この高張力
熱延鋼板は、その用途や使用環境に応じて種々の強化方
法により製造され、特に代表的な強化方法としては固溶
強化、組織強化、析出強化の３つが挙げられる。
動車をはじめとする各種機械類の軽量化指向が強まって
きており、これに伴って、熱延鋼板の使用量に占める高
張力熱延鋼板の割合が益々増大しつつある。この高張力
熱延鋼板は、その用途や使用環境に応じて種々の強化方
法により製造され、特に代表的な強化方法としては固溶
強化、組織強化、析出強化の３つが挙げられる。
【０００３】上記強化法のうち、固溶強化法は、Ｃ、S
i、Mn等を強化元素として添加する鋼の最も基本的な強
化方法であるが、この強化法単独では、比較的容易に達
成し得る強度が低いという問題がある。そのため、現在
の高張力熱延鋼板の主体である引張強度 540〜590 MPa
級の鋼板の製造に、この強化法のみを適用しても、強度
および経済性の双方を満足する水準には達し得ない。
i、Mn等を強化元素として添加する鋼の最も基本的な強
化方法であるが、この強化法単独では、比較的容易に達
成し得る強度が低いという問題がある。そのため、現在
の高張力熱延鋼板の主体である引張強度 540〜590 MPa
級の鋼板の製造に、この強化法のみを適用しても、強度
および経済性の双方を満足する水準には達し得ない。
【０００４】また、組織強化法は、マルテンサイト等の
硬質な第二相を利用する強化法であり、引張強度を590
MPa 以上とする高強度化が可能であるうえ、比較的加工
性に優れた鋼板を得られるという利点がある。しかしな
がら、組織強化法は圧延終了から巻き取りまでの冷却過
程における製造条件が厳しく、鋼板の形状不良や材質の
ばらつきを生じやすい。このことは製造コストの上昇を
招き、経済的に不利である。
硬質な第二相を利用する強化法であり、引張強度を590
MPa 以上とする高強度化が可能であるうえ、比較的加工
性に優れた鋼板を得られるという利点がある。しかしな
がら、組織強化法は圧延終了から巻き取りまでの冷却過
程における製造条件が厳しく、鋼板の形状不良や材質の
ばらつきを生じやすい。このことは製造コストの上昇を
招き、経済的に不利である。
【０００５】さらに、析出強化法は、Ti等の炭窒化物形
成元素を利用する強化法であり、組織強化法に比して製
造安定性が高く、また、590 MPa 以上の高引張強度も実
現できる。このことから、析出強化法は前記強化法のう
ちでもっとも強度と経済性のバランスに優れる方法であ
るといえる。このように、析出強化法は汎用高張力鋼板
のための強化方法として好適であり、現に広く採用され
ている。ここに、析出物による強度上昇効果を最大限に
活用するためには、これら析出物の析出過程を熱間圧延
終了後の冷却過程と最適に調和させることが不可欠であ
る。しかし、その達成度は未だ不十分な状況にあり、前
記条件を満足する製造方法の確立が強く求められてい
る。
成元素を利用する強化法であり、組織強化法に比して製
造安定性が高く、また、590 MPa 以上の高引張強度も実
現できる。このことから、析出強化法は前記強化法のう
ちでもっとも強度と経済性のバランスに優れる方法であ
るといえる。このように、析出強化法は汎用高張力鋼板
のための強化方法として好適であり、現に広く採用され
ている。ここに、析出物による強度上昇効果を最大限に
活用するためには、これら析出物の析出過程を熱間圧延
終了後の冷却過程と最適に調和させることが不可欠であ
る。しかし、その達成度は未だ不十分な状況にあり、前
記条件を満足する製造方法の確立が強く求められてい
る。
【０００６】ところで、析出強化元素であるNbやTiを添
加した高張力熱延鋼板の製造技術についてはこれまでに
も多くの提案がなされてきた。例えば、特開昭６３−７
３３１号公報には、Nb添加析出強化型高張力熱延鋼板を
製造する際の、効果的な析出強化の発現のための冷却条
件が開示されている。また、特開平４−２７１７号公報
にも、Nb添加熱延鋼板を製造する際の、疲労特性を改善
するための冷却条件が開示されている。しかし、これら
の提案では主たる強化元素としてNbを用いているので、
圧延開始前にNbを鋼片内に十分に固溶させるために必要
な温度が高くなり、より低い温度で十分に固溶するTiを
析出強化元素とした場合に比べ、製造時の経済性に劣る
という問題があった。さらに、特公昭６３−６６３６７
号公報には、Ti添加高張力熱延鋼板製造における冷却条
件が開示されている。しかし、この方法は析出強化の最
大発現を目的としたものではなく、２００〜５００℃で
巻き取るものである。そのため、ベイナイト相を生じて
鋼板強度が高くなり過ぎ、引張強度６９０ＭＰａ以下の
鋼板には適用できないという問題があった。
加した高張力熱延鋼板の製造技術についてはこれまでに
も多くの提案がなされてきた。例えば、特開昭６３−７
３３１号公報には、Nb添加析出強化型高張力熱延鋼板を
製造する際の、効果的な析出強化の発現のための冷却条
件が開示されている。また、特開平４−２７１７号公報
にも、Nb添加熱延鋼板を製造する際の、疲労特性を改善
するための冷却条件が開示されている。しかし、これら
の提案では主たる強化元素としてNbを用いているので、
圧延開始前にNbを鋼片内に十分に固溶させるために必要
な温度が高くなり、より低い温度で十分に固溶するTiを
析出強化元素とした場合に比べ、製造時の経済性に劣る
という問題があった。さらに、特公昭６３−６６３６７
号公報には、Ti添加高張力熱延鋼板製造における冷却条
件が開示されている。しかし、この方法は析出強化の最
大発現を目的としたものではなく、２００〜５００℃で
巻き取るものである。そのため、ベイナイト相を生じて
鋼板強度が高くなり過ぎ、引張強度６９０ＭＰａ以下の
鋼板には適用できないという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】以上述べたように、Ti
を強化元素とする析出強化法は、高張力鋼板を製造する
際の経済性において、Nbを強化元素とする場合よりも優
れるが、その析出強化量を最大化する製造技術はなく、
したがって従来の技術においては、Ti炭化物による析出
強化を十分に利用してはいないという問題があった。そ
こで本発明の目的は、従来技術が抱えていた上記問題点
を解決するための高張力熱延鋼板の製造技術を提案する
ことにあり、Ti炭化物の析出による鋼板強度の増加を最
大限に発揮させ、経済性に優れた高張力熱延鋼板の製造
技術を提案することにある。本発明の具体的な目的は、
540MPa 以上の引張強度を有する鋼板をTiを主たる強化
元素とする析出強化法にて有利に製造するための高張力
熱延鋼板の製造技術を提案することにある。
を強化元素とする析出強化法は、高張力鋼板を製造する
際の経済性において、Nbを強化元素とする場合よりも優
れるが、その析出強化量を最大化する製造技術はなく、
したがって従来の技術においては、Ti炭化物による析出
強化を十分に利用してはいないという問題があった。そ
こで本発明の目的は、従来技術が抱えていた上記問題点
を解決するための高張力熱延鋼板の製造技術を提案する
ことにあり、Ti炭化物の析出による鋼板強度の増加を最
大限に発揮させ、経済性に優れた高張力熱延鋼板の製造
技術を提案することにある。本発明の具体的な目的は、
540MPa 以上の引張強度を有する鋼板をTiを主たる強化
元素とする析出強化法にて有利に製造するための高張力
熱延鋼板の製造技術を提案することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、上記の目的
を達成すべく、鋭意実験および検討を重ねた結果、熱延
鋼板の製造に際し、鋼の化学組成を適切に選択するとと
もに熱間圧延条件および圧延終了後の冷却過程における
冷却速度を適切に制御することにより、製造コストの上
昇を伴うことなく、析出強化を最大限に発現させること
により、鋼板を大きく高強度化し得ることを知見した。
本発明は、上記知見に立脚してなされたものである。す
なわち本発明は、Ｃ：0.03〜0.18wt％、Si：1.0 wt％以
下、Mn：0.3 〜1.8wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、11
00℃以上に加熱した後、Ａr3変態点以上の圧延終了温度
で熱間圧延し、次いで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−20
0 ℃）の温度域は8 〜18℃/secの速度で冷却し、（Ａr3
変態点−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域は18℃/secを
超える速度で冷却し、600 〜400 ℃で巻き取ることを特
徴とする高張力熱延鋼板の製造方法である。
を達成すべく、鋭意実験および検討を重ねた結果、熱延
鋼板の製造に際し、鋼の化学組成を適切に選択するとと
もに熱間圧延条件および圧延終了後の冷却過程における
冷却速度を適切に制御することにより、製造コストの上
昇を伴うことなく、析出強化を最大限に発現させること
により、鋼板を大きく高強度化し得ることを知見した。
本発明は、上記知見に立脚してなされたものである。す
なわち本発明は、Ｃ：0.03〜0.18wt％、Si：1.0 wt％以
下、Mn：0.3 〜1.8wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、11
00℃以上に加熱した後、Ａr3変態点以上の圧延終了温度
で熱間圧延し、次いで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−20
0 ℃）の温度域は8 〜18℃/secの速度で冷却し、（Ａr3
変態点−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域は18℃/secを
超える速度で冷却し、600 〜400 ℃で巻き取ることを特
徴とする高張力熱延鋼板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】まず、本発明に用いる鋼の化学成
分について、その限定理由も含めて説明する。 Ｃ：0.03〜0.18wt％ Ｃは、鋼板の強度を高めるのに必須の元素であり、フェ
ライト相への固溶ならびに第二相や炭化物の形成を通じ
て高強度化に寄与する。しかし、含有量が0.03wt％未満
では上記の効果を充分に達成できず、また、0.18wt％を
超えて多量に添加すると加工性および溶接性の劣化が顕
著となるので、Ｃの含有量は0.03〜0.18wt％、好ましく
は0.05〜0.15wt％とする。
分について、その限定理由も含めて説明する。 Ｃ：0.03〜0.18wt％ Ｃは、鋼板の強度を高めるのに必須の元素であり、フェ
ライト相への固溶ならびに第二相や炭化物の形成を通じ
て高強度化に寄与する。しかし、含有量が0.03wt％未満
では上記の効果を充分に達成できず、また、0.18wt％を
超えて多量に添加すると加工性および溶接性の劣化が顕
著となるので、Ｃの含有量は0.03〜0.18wt％、好ましく
は0.05〜0.15wt％とする。
【００１０】Si：1.0 wt％以下 Siは、固溶強化により鋼の強度を上昇させるのに有効な
元素であり、添加による強度上昇効果に比してそれに伴
う加工性の低下が少ないという利点をもつ元素である。
しかし、過度の添加は鋼板の表面性状を大きく損なうの
で、Siの含有量は1.0 wt％以下、好ましくは0.5 wt％以
下とする。
元素であり、添加による強度上昇効果に比してそれに伴
う加工性の低下が少ないという利点をもつ元素である。
しかし、過度の添加は鋼板の表面性状を大きく損なうの
で、Siの含有量は1.0 wt％以下、好ましくは0.5 wt％以
下とする。
【００１１】Mn：0.3 〜1.8 wt％ Mnは、固溶強化により鋼板の強度を確保するのに必要な
元素である。しかし、含有量が0.3 wt％未満ではかかる
効果が少なく、また、1.8 wt％を超えて添加しても効果
が飽和し、経済的に不利となる。よって、Mnの含有量は
0.3〜1.8 wt％、好ましくは0.5 〜1.5 wt％とする。
元素である。しかし、含有量が0.3 wt％未満ではかかる
効果が少なく、また、1.8 wt％を超えて添加しても効果
が飽和し、経済的に不利となる。よって、Mnの含有量は
0.3〜1.8 wt％、好ましくは0.5 〜1.5 wt％とする。
【００１２】Ti：0.01〜0.10wt％ Tiは、炭化物を形成し、その析出により鋼板強度を高め
るのに極めて有効な元素であり、本発明における主要な
強化元素である。Tiの添加量が少なすぎると強化元素と
しての効果が得られず、一方、多すぎる場合にはその効
果は飽和する。したがって、Tiの含有量は0.01〜0.10wt
％、好ましくは0.02〜0.08wt％の範囲とする。
るのに極めて有効な元素であり、本発明における主要な
強化元素である。Tiの添加量が少なすぎると強化元素と
しての効果が得られず、一方、多すぎる場合にはその効
果は飽和する。したがって、Tiの含有量は0.01〜0.10wt
％、好ましくは0.02〜0.08wt％の範囲とする。
【００１３】上記以外の化学成分はFeおよび不可避的不
純物である。主な不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎ
が挙げられる。これらの元素を多量に含有すると加工性
が低下し、また、ＳやＮはTiと化合物を形成して析出強
化に与える有効Ti量を低減するので、Ｐ、Ｓ、Ｎの含有
量は少ない方が望ましい。上限については特に規定しな
いが、望ましくはＰ≦0.03wt％、Ｓ≦0.01wt％、Ｎ≦0.
005 wt％である。
純物である。主な不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎ
が挙げられる。これらの元素を多量に含有すると加工性
が低下し、また、ＳやＮはTiと化合物を形成して析出強
化に与える有効Ti量を低減するので、Ｐ、Ｓ、Ｎの含有
量は少ない方が望ましい。上限については特に規定しな
いが、望ましくはＰ≦0.03wt％、Ｓ≦0.01wt％、Ｎ≦0.
005 wt％である。
【００１４】次に、本発明における製造条件について説
明する。 鋼片の加熱温度：本発明法における主要強化元素である
Tiを鋼片内部に均一に固溶、拡散させ、かつ所定の温度
で圧延を終了するためには、圧延開始前の鋼片の加熱温
度を1100℃以上とすることが必要である。また、加熱温
度の上限についてはとくに定めないが、加熱コストの上
昇を考慮した場合には1200℃以下にするのが望ましい。
なお、本発明に用いる鋼片は、常法により溶解、鋳造、
加熱されて熱間圧延に供されるものであるが、強圧下圧
延等により結晶粒の粗大化を回避するならば、鋳造後の
鋼片を所定温度から直接圧延しても差し支えない。
明する。 鋼片の加熱温度：本発明法における主要強化元素である
Tiを鋼片内部に均一に固溶、拡散させ、かつ所定の温度
で圧延を終了するためには、圧延開始前の鋼片の加熱温
度を1100℃以上とすることが必要である。また、加熱温
度の上限についてはとくに定めないが、加熱コストの上
昇を考慮した場合には1200℃以下にするのが望ましい。
なお、本発明に用いる鋼片は、常法により溶解、鋳造、
加熱されて熱間圧延に供されるものであるが、強圧下圧
延等により結晶粒の粗大化を回避するならば、鋳造後の
鋼片を所定温度から直接圧延しても差し支えない。
【００１５】熱間圧延の終了温度：熱間圧延の終了温度
がＡr3変態点未満となると、変態して生成したフェライ
トが加工組織として残存し、鋼板の加工性が劣化する。
したがって、圧延終了温度はＡr3変態点以上とする。圧
延終了温度の上限については特に定めないが、圧延終了
温度がＡr3変態点を超えて過度に高くなると、結晶粒の
粗大化を招き、また、圧延開始前の加熱温度を高める必
要が生ずるので経済的に不利となる。このため、熱間圧
延は950 ℃以下で終了するのが望ましい。
がＡr3変態点未満となると、変態して生成したフェライ
トが加工組織として残存し、鋼板の加工性が劣化する。
したがって、圧延終了温度はＡr3変態点以上とする。圧
延終了温度の上限については特に定めないが、圧延終了
温度がＡr3変態点を超えて過度に高くなると、結晶粒の
粗大化を招き、また、圧延開始前の加熱温度を高める必
要が生ずるので経済的に不利となる。このため、熱間圧
延は950 ℃以下で終了するのが望ましい。
【００１６】熱間圧延後の冷却：熱間圧延した後の冷却
は、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−200 ℃）の温度域では
8 〜18℃/secの速度で冷却（緩冷却）し、さらに（Ａr3
変態点−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域では18℃/sec
を超える速度で冷却（強冷却）する。その理由について
説明する。フェライト相はオーステナイト相に比して炭
素の固溶限が小さいため、Ａr3変態の進行によりフェラ
イト相が析出すると同相への炭化物の析出が促進され
る。そのため、Ａr3変態後の冷却速度を適度に抑制し
て、Ａr3変態点以下の温度域における滞留時間を長くす
ることにより、Ti炭化物の微細析出を促進、完了させ
て、これによる析出強化を最大限に発現させることがで
きる。ただし、Ａr3変態点以下の温度があまり低下する
と熱的に不活性となり、析出現象は停滞する。そのた
め、緩冷却する温度範囲はＡr3変態点〜（Ａr3変態点−
200 ℃）の温度域とする。また、前記緩冷却温度域にお
ける冷却速度が遅すぎる場合には、滞留時間が長くなっ
て、析出物および結晶粒の粗大化を招いて鋼板強度が低
下するとともに、生産性を大きく損なう。一方、前記温
度域における冷却速度が速すぎる場合には、炭化物の微
細析出が不完全なままに終わり、析出強化を最大限に達
成できない。そのため、緩冷却範囲での冷却速度は 8〜
18℃/secに限定する。上述した緩冷却における温度域お
よび冷却速度の影響について、表１の鋼Ａを用いて実験
した結果を図１に示す。
は、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−200 ℃）の温度域では
8 〜18℃/secの速度で冷却（緩冷却）し、さらに（Ａr3
変態点−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域では18℃/sec
を超える速度で冷却（強冷却）する。その理由について
説明する。フェライト相はオーステナイト相に比して炭
素の固溶限が小さいため、Ａr3変態の進行によりフェラ
イト相が析出すると同相への炭化物の析出が促進され
る。そのため、Ａr3変態後の冷却速度を適度に抑制し
て、Ａr3変態点以下の温度域における滞留時間を長くす
ることにより、Ti炭化物の微細析出を促進、完了させ
て、これによる析出強化を最大限に発現させることがで
きる。ただし、Ａr3変態点以下の温度があまり低下する
と熱的に不活性となり、析出現象は停滞する。そのた
め、緩冷却する温度範囲はＡr3変態点〜（Ａr3変態点−
200 ℃）の温度域とする。また、前記緩冷却温度域にお
ける冷却速度が遅すぎる場合には、滞留時間が長くなっ
て、析出物および結晶粒の粗大化を招いて鋼板強度が低
下するとともに、生産性を大きく損なう。一方、前記温
度域における冷却速度が速すぎる場合には、炭化物の微
細析出が不完全なままに終わり、析出強化を最大限に達
成できない。そのため、緩冷却範囲での冷却速度は 8〜
18℃/secに限定する。上述した緩冷却における温度域お
よび冷却速度の影響について、表１の鋼Ａを用いて実験
した結果を図１に示す。
【００１７】上記緩冷却に続いて、（Ａr3変態点−200
℃）〜巻き取り温度の温度域では18℃/secを超える速度
で強冷却する必要がある。なぜなら、緩冷却過程で炭化
物を微細析出させても、その後の冷却速度が小さすぎる
と、析出物が粗大化して析出強化の効果が減少するとと
もに、鋼板母相の結晶粒も粗大化するからである。そこ
で、 (Ａr3−200)℃から巻取温度までの冷却速度は18℃
/sec超えに限定する。また、この温度域における冷却速
度の上限は特に定めないが、冷却速度が過度に大きい場
合には鋼板の形状不良を生じ安いので、望ましくは50℃
/sec以下とするのがよい。
℃）〜巻き取り温度の温度域では18℃/secを超える速度
で強冷却する必要がある。なぜなら、緩冷却過程で炭化
物を微細析出させても、その後の冷却速度が小さすぎる
と、析出物が粗大化して析出強化の効果が減少するとと
もに、鋼板母相の結晶粒も粗大化するからである。そこ
で、 (Ａr3−200)℃から巻取温度までの冷却速度は18℃
/sec超えに限定する。また、この温度域における冷却速
度の上限は特に定めないが、冷却速度が過度に大きい場
合には鋼板の形状不良を生じ安いので、望ましくは50℃
/sec以下とするのがよい。
【００１８】巻取温度（ＣＴ）：強冷却後の巻取温度が
高すぎると析出物および結晶粒の粗大化が生じ、一方、
低すぎると加工性の低下を招く。したがって、巻取温度
は 600〜400 ℃、好ましくは550 〜450 ℃の範囲とす
る。
高すぎると析出物および結晶粒の粗大化が生じ、一方、
低すぎると加工性の低下を招く。したがって、巻取温度
は 600〜400 ℃、好ましくは550 〜450 ℃の範囲とす
る。
【００１９】なお、以上の条件にしたがって製造された
熱延鋼板には、必要に応じて、酸洗、調質圧延、めっき
等の次工程処理を施すことも可能である。
熱延鋼板には、必要に応じて、酸洗、調質圧延、めっき
等の次工程処理を施すことも可能である。
【００２０】
【実施例】常法により溶製した表１に示す化学成分を含
有する鋼片を、1150℃に加熱して熱間圧延に供し、850
℃で圧延を終了した後、表２に示す条件で冷却し、500
℃にて巻き取り、板厚 3.0mmの熱延鋼板とした。得られ
た熱延鋼板について、JIS ５号引張試験片により引張強
度を、また光学顕微鏡により構成組織を求めた。その結
果を、併せて表２に示す。
有する鋼片を、1150℃に加熱して熱間圧延に供し、850
℃で圧延を終了した後、表２に示す条件で冷却し、500
℃にて巻き取り、板厚 3.0mmの熱延鋼板とした。得られ
た熱延鋼板について、JIS ５号引張試験片により引張強
度を、また光学顕微鏡により構成組織を求めた。その結
果を、併せて表２に示す。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】表２から明らかなように、本発明に従って
製造された番号２、３、７の鋼板は、緩冷却過程を経ず
に製造された番号４、８の鋼板に比べて、30〜80 MPa程
度も高い引張強度を示す。また、緩冷却条件が本発明の
規定範囲を外れる番号１、６の鋼板および成分元素が本
発明範囲を外れる番号９の鋼板では、前記発明例にみら
れた高強度は得られていない。また、本発明法によれ
ば、引張強度540 〜690 MPa 級の鋼板を製造することが
可能となり、また本発明法は、特段の工程増を必要とし
ないので、製造コストの上昇を招くことはない。
製造された番号２、３、７の鋼板は、緩冷却過程を経ず
に製造された番号４、８の鋼板に比べて、30〜80 MPa程
度も高い引張強度を示す。また、緩冷却条件が本発明の
規定範囲を外れる番号１、６の鋼板および成分元素が本
発明範囲を外れる番号９の鋼板では、前記発明例にみら
れた高強度は得られていない。また、本発明法によれ
ば、引張強度540 〜690 MPa 級の鋼板を製造することが
可能となり、また本発明法は、特段の工程増を必要とし
ないので、製造コストの上昇を招くことはない。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明法によれ
ば、Tiを主たる強化元素とする、析出強化を最大限に活
用した高張力熱延鋼板を製造することができる。また、
本発明法によれば、強化元素の添加量も低減可能にな
り、極めて大きな経済効果が得られ、その工業的貢献は
製造および使用者双方にとって多大である。
ば、Tiを主たる強化元素とする、析出強化を最大限に活
用した高張力熱延鋼板を製造することができる。また、
本発明法によれば、強化元素の添加量も低減可能にな
り、極めて大きな経済効果が得られ、その工業的貢献は
製造および使用者双方にとって多大である。
【図１】冷却速度と鋼板強度の間の関係を示すグラフで
ある。
ある。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ：0.03〜0.18wt％、Si：1.0 wt％以下、
Mn：0.3 〜1.8 wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、1100℃以
上に加熱した後、Ａr3変態点以上の圧延終了温度で熱間
圧延し、次いで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点−200 ℃）
の温度域は8 〜18℃/secの速度で冷却し、（Ａr3変態点
−200 ℃）〜巻き取り温度の温度域は18℃/secを超える
速度で冷却し、600 〜400 ℃で巻き取ることを特徴とす
る高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29285895A JP3806958B2 (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | 高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29285895A JP3806958B2 (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | 高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09137232A true JPH09137232A (ja) | 1997-05-27 |
| JP3806958B2 JP3806958B2 (ja) | 2006-08-09 |
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ID=17787289
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29285895A Expired - Fee Related JP3806958B2 (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | 高張力熱延鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3806958B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001089816A (ja) * | 1999-07-19 | 2001-04-03 | Nkk Corp | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
| CN103343286A (zh) * | 2013-07-12 | 2013-10-09 | 鞍钢股份有限公司 | 一种小于300MPa管线钢及其生产方法 |
| KR101320131B1 (ko) * | 2010-06-25 | 2013-10-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 가공성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| CN105463309A (zh) * | 2015-12-01 | 2016-04-06 | 攀钢集团西昌钢钒有限公司 | 一种消除低碳软钢横折缺陷的生产方法 |
-
1995
- 1995-11-10 JP JP29285895A patent/JP3806958B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001089816A (ja) * | 1999-07-19 | 2001-04-03 | Nkk Corp | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
| KR101320131B1 (ko) * | 2010-06-25 | 2013-10-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 가공성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| CN103343286A (zh) * | 2013-07-12 | 2013-10-09 | 鞍钢股份有限公司 | 一种小于300MPa管线钢及其生产方法 |
| CN105463309A (zh) * | 2015-12-01 | 2016-04-06 | 攀钢集团西昌钢钒有限公司 | 一种消除低碳软钢横折缺陷的生产方法 |
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| Publication number | Publication date |
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| JP3806958B2 (ja) | 2006-08-09 |
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