JPH10280096A - 高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
高強度熱延鋼板とその製造方法Info
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- JPH10280096A JPH10280096A JP8658397A JP8658397A JPH10280096A JP H10280096 A JPH10280096 A JP H10280096A JP 8658397 A JP8658397 A JP 8658397A JP 8658397 A JP8658397 A JP 8658397A JP H10280096 A JPH10280096 A JP H10280096A
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- JP
- Japan
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- stage
- steel sheet
- winding
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 引張強度が７８０ＭＰａ以上を有する加工性
と疲労特性の優れた複合組織高強度熱延鋼板とその安定
製造方法の提供。 【解決手段】 質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５
％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、及び下式を満足する
ようにＴｉおよびＮｂを含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物よりなる組成を有し、また更には面積率で６０〜
９５％のポリゴナルフェライトとマルテンサイト、ベイ
ナイト等の低温生成した硬質相からなる複合組織高強度
熱延鋼板であり、連続鋳造によってスラブとした後、圧
延するか、あるいは加熱炉にて１２８０℃以下に加熱し
た後に熱間圧延し、２５０℃以下の温度域で巻取り、そ
の際前段での平均冷却速度が１〜５０℃／秒、後段の平
均冷却速度が１０〜１００℃／秒である。 ０．００６≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０４
と疲労特性の優れた複合組織高強度熱延鋼板とその安定
製造方法の提供。 【解決手段】 質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５
％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、及び下式を満足する
ようにＴｉおよびＮｂを含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物よりなる組成を有し、また更には面積率で６０〜
９５％のポリゴナルフェライトとマルテンサイト、ベイ
ナイト等の低温生成した硬質相からなる複合組織高強度
熱延鋼板であり、連続鋳造によってスラブとした後、圧
延するか、あるいは加熱炉にて１２８０℃以下に加熱し
た後に熱間圧延し、２５０℃以下の温度域で巻取り、そ
の際前段での平均冷却速度が１〜５０℃／秒、後段の平
均冷却速度が１０〜１００℃／秒である。 ０．００６≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０４
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の足廻り部
品及び強度部材特にトラック等のフレーム等に好適に使
用される引張強度が７８０ＭＰａ以上を有する低降伏比
高強度鋼板とその製造法に関するものである。
品及び強度部材特にトラック等のフレーム等に好適に使
用される引張強度が７８０ＭＰａ以上を有する低降伏比
高強度鋼板とその製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境の問題、特に地球温暖化
現象の観点から、自動車の低燃費化は必須であり、自動
車メーカーより自動車車体の軽量化のため高強度鋼材の
要求が強まってきている。板厚の厚い熱延鋼板を多く使
用しているトラック等の足廻り部品については一層の高
強度化による軽量化、さらには成形性、耐久性に優れた
鋼板の開発・実用化が期待されている。
現象の観点から、自動車の低燃費化は必須であり、自動
車メーカーより自動車車体の軽量化のため高強度鋼材の
要求が強まってきている。板厚の厚い熱延鋼板を多く使
用しているトラック等の足廻り部品については一層の高
強度化による軽量化、さらには成形性、耐久性に優れた
鋼板の開発・実用化が期待されている。
【０００３】一方、鋼の高強度化はプレス等の加工を困
難にすることから、プレス成形性が比較的容易な低降伏
比型複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高強度鋼板が注
目されている。一般にこの複合組織高強度鋼板は特公昭
５８−２４４８９号公報、特許第１２０９９８８号、特
許第１３８７６６４号等に示されるようにＰやＳｉを添
加することにより、熱間圧延終了後に充分なフェライト
を生成し、未変態のオーステナイトをその後の急冷・低
温巻取によってマルテンサイトにする方法で製造されて
いる。
難にすることから、プレス成形性が比較的容易な低降伏
比型複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高強度鋼板が注
目されている。一般にこの複合組織高強度鋼板は特公昭
５８−２４４８９号公報、特許第１２０９９８８号、特
許第１３８７６６４号等に示されるようにＰやＳｉを添
加することにより、熱間圧延終了後に充分なフェライト
を生成し、未変態のオーステナイトをその後の急冷・低
温巻取によってマルテンサイトにする方法で製造されて
いる。
【０００４】ところで、一層の高強度の鋼板例えば６８
０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の要求に対し、
ＣやＳｉ等を単純に増加させ強度を得た複合組織鋼板で
はマルテンサイトの体積率が増加するため靱性が低下す
る問題が発生する。Ｔｉ添加しＴｉ炭化物による析出強
化を利用した高強度鋼板ではＴｉＣのために逆に靱性が
低下、打ち抜き穴疲労性や溶接スパッタ性にも問題があ
る。
０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の要求に対し、
ＣやＳｉ等を単純に増加させ強度を得た複合組織鋼板で
はマルテンサイトの体積率が増加するため靱性が低下す
る問題が発生する。Ｔｉ添加しＴｉ炭化物による析出強
化を利用した高強度鋼板ではＴｉＣのために逆に靱性が
低下、打ち抜き穴疲労性や溶接スパッタ性にも問題があ
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な問題点を解消し、引張強度が７８０ＭＰａ以上を有す
る加工性と疲労特性の優れた複合組織高強度熱延鋼板と
その安定製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
な問題点を解消し、引張強度が７８０ＭＰａ以上を有す
る加工性と疲労特性の優れた複合組織高強度熱延鋼板と
その安定製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の課
題を解決するため種々検討を重ねた結果、設備制約の少
ない熱延ままの製造法で目的とする複合組織高強度鋼板
を得ることに成功した。すなわち、本発明の要旨とする
ところは、質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％及びＮｂとＴｉをＮｂとＴｉ
の間に下記式を満足するように含み残部がＦｅと不可避
的不純物元素よりなる組成を有する複合組織高強度熱延
鋼板を提案する。 ０．００６≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０４ また、上記に記載した組成を有し、面積率で６０〜９５
％のポリゴナルフェライトとマルテンサイト、ベイナイ
ト等低温生成した硬質相からなる複合組織高強度熱延鋼
板である。
題を解決するため種々検討を重ねた結果、設備制約の少
ない熱延ままの製造法で目的とする複合組織高強度鋼板
を得ることに成功した。すなわち、本発明の要旨とする
ところは、質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％及びＮｂとＴｉをＮｂとＴｉ
の間に下記式を満足するように含み残部がＦｅと不可避
的不純物元素よりなる組成を有する複合組織高強度熱延
鋼板を提案する。 ０．００６≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０４ また、上記に記載した組成を有し、面積率で６０〜９５
％のポリゴナルフェライトとマルテンサイト、ベイナイ
ト等低温生成した硬質相からなる複合組織高強度熱延鋼
板である。
【０００７】また、この発明は上記に記載した組成を有
する鋼を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉
に装入することなく圧延するか、又は加熱炉にてスラブ
を１２５０℃以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ
3 変態点の上下５０℃の温度範囲内で仕上圧延を終了
し、２５０℃以下の温度域で巻取り、その際仕上圧延終
了より巻取までの冷却を仕上圧延終了から６５０℃まで
の前段と６５０℃から巻取までの後段に分け前段での平
均冷却速度が１〜５０℃／秒、後段の平均冷却速度が１
０〜１００℃／秒でありかつ前段平均冷却速度が後段平
均冷却速度より小さいことを特徴とする複合組織高強度
鋼板の製造法である。
する鋼を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉
に装入することなく圧延するか、又は加熱炉にてスラブ
を１２５０℃以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ
3 変態点の上下５０℃の温度範囲内で仕上圧延を終了
し、２５０℃以下の温度域で巻取り、その際仕上圧延終
了より巻取までの冷却を仕上圧延終了から６５０℃まで
の前段と６５０℃から巻取までの後段に分け前段での平
均冷却速度が１〜５０℃／秒、後段の平均冷却速度が１
０〜１００℃／秒でありかつ前段平均冷却速度が後段平
均冷却速度より小さいことを特徴とする複合組織高強度
鋼板の製造法である。
【０００８】または、上記に記載した組成を有する鋼を
溶製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に装入す
ることなく圧延するか、又は加熱炉にてスラブを１２８
０℃以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ3 変態点
の上下５０℃の温度範囲内で仕上圧延を終了し、２５０
℃以下の温度域で巻取り、その際仕上圧延終了より巻取
までの冷却を仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６
５０℃から巻取までの後段に分け前段での平均冷却速度
が１〜５０℃／秒、後段の平均冷却速度が１０〜１００
℃／秒であり、かつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速
度より小さいことを特徴とする上述した組織を有する複
合組織高強度鋼板の製造法である。
溶製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に装入す
ることなく圧延するか、又は加熱炉にてスラブを１２８
０℃以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ3 変態点
の上下５０℃の温度範囲内で仕上圧延を終了し、２５０
℃以下の温度域で巻取り、その際仕上圧延終了より巻取
までの冷却を仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６
５０℃から巻取までの後段に分け前段での平均冷却速度
が１〜５０℃／秒、後段の平均冷却速度が１０〜１００
℃／秒であり、かつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速
度より小さいことを特徴とする上述した組織を有する複
合組織高強度鋼板の製造法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】次に本発明の構成要件のそれぞれ
について詳述し、またその限定理由について述べる。ま
ず成分であるが、ＣはＣを含むマルテンサイト相を生成
させることが本発明の基本となっており、強度を確保す
るために最低０．０３％必要である。しかし、０．１５
％を超えると溶接性を劣化させるため０．１５％以下と
した。本発明による鋼は高度の加工用に使われるので、
介在物の少ない清浄なものでなくてはならない。そのた
めにキルド鋼とする必要がある。通常キルド鋼とするた
めの脱酸材としてＡｌ、ＳｉもしくはＡｌ−Ｓｉにより
脱酸する。Ａｌを用いる場合、０．００５〜０．１％が
好ましい。Ｓｉを用いる場合には０．１％以下でよい
が、フェライトの延性を損なわずにフェライトを強化す
るので、２．０％以下添加することが好ましい。２．０
％を超えると延性の劣化が大きくなり、また靱性も低下
する。
について詳述し、またその限定理由について述べる。ま
ず成分であるが、ＣはＣを含むマルテンサイト相を生成
させることが本発明の基本となっており、強度を確保す
るために最低０．０３％必要である。しかし、０．１５
％を超えると溶接性を劣化させるため０．１５％以下と
した。本発明による鋼は高度の加工用に使われるので、
介在物の少ない清浄なものでなくてはならない。そのた
めにキルド鋼とする必要がある。通常キルド鋼とするた
めの脱酸材としてＡｌ、ＳｉもしくはＡｌ−Ｓｉにより
脱酸する。Ａｌを用いる場合、０．００５〜０．１％が
好ましい。Ｓｉを用いる場合には０．１％以下でよい
が、フェライトの延性を損なわずにフェライトを強化す
るので、２．０％以下添加することが好ましい。２．０
％を超えると延性の劣化が大きくなり、また靱性も低下
する。
【００１０】Ｍｎはオーステナイトの安定性を高め、マ
ルテンサイト相を最終製品にて生成させるため最低０．
５％は必要である。しかし、２．０％以上を超える添加
は溶製上の問題や製造コストの点で不適当である。仕上
圧延後の冷却中、オーステナイトの焼き入れ性を高め安
定してマルテンサイトを得るにはＭｎ量は１．０％以上
が望ましい。
ルテンサイト相を最終製品にて生成させるため最低０．
５％は必要である。しかし、２．０％以上を超える添加
は溶製上の問題や製造コストの点で不適当である。仕上
圧延後の冷却中、オーステナイトの焼き入れ性を高め安
定してマルテンサイトを得るにはＭｎ量は１．０％以上
が望ましい。
【００１１】Ｎｂ、Ｔｉについては本発明において非常
に重要な役割をする元素である。すなわち、Ｎｂ、Ｔｉ
ともマルテンサイトの結晶粒度を微細化する効果により
強度を増加させる。Ｎｂ＋Ｔｉ量が０．００６％より少
ないと細粒化の効果を得ることが出来ないため、最低
０．００６％が必要である。しかし、０．０４％以上で
はＮｂ、Ｔｉ炭化物が粗大化し靱性が低下するばかりで
はなく、Ｔｉ量が多いとコスト悪化を招くため、０．０
４％未満であることが望ましい。
に重要な役割をする元素である。すなわち、Ｎｂ、Ｔｉ
ともマルテンサイトの結晶粒度を微細化する効果により
強度を増加させる。Ｎｂ＋Ｔｉ量が０．００６％より少
ないと細粒化の効果を得ることが出来ないため、最低
０．００６％が必要である。しかし、０．０４％以上で
はＮｂ、Ｔｉ炭化物が粗大化し靱性が低下するばかりで
はなく、Ｔｉ量が多いとコスト悪化を招くため、０．０
４％未満であることが望ましい。
【００１２】次に、上述した接続条件について説明す
る。鋼は、通常転炉から出鋼し連続鋳造法にてスラブと
し、熱延に供する。加熱温度は、圧延前段階でＮｂ、Ｔ
ｉが溶けた状態であることが必要であることから１１５
０℃は必要である。好ましくは１２００〜１２８０℃で
ある。１２８０℃を超えると加熱炉原単位が上がり、操
業上好ましくない。
る。鋼は、通常転炉から出鋼し連続鋳造法にてスラブと
し、熱延に供する。加熱温度は、圧延前段階でＮｂ、Ｔ
ｉが溶けた状態であることが必要であることから１１５
０℃は必要である。好ましくは１２００〜１２８０℃で
ある。１２８０℃を超えると加熱炉原単位が上がり、操
業上好ましくない。
【００１３】本発明において、仕上圧延終了温度がＡｒ
3 変態点の上下５０℃という温度を設定した理由は、こ
のような低温の圧延により、フェライトの析出核を増加
し、続くホットランテーブルにおける冷却で、６０％以
上のポリゴナルフェライトとＣやその他焼き入れ性を増
す元素が濃化したオーステナイトを生成させるためであ
る。この意味から、この温度域内で１０％以上の累積圧
下を与えることが望ましい。仕上圧延終了温度がＡｒ3
変態点の上５０℃を超えるとフェライト析出核の発生が
減少し、良好なポリゴナルフェライトが得られない。逆
にα、γ２相域の低温側で圧延を行うとフェライトの加
工歪が十分除去されず延性が劣化する。その限界がＡｒ
3 変態点の下５０℃である。Ｃ等が濃化した安定なオー
ステナイトを冷却中に得るには、フェライトの析出の進
行中にも圧延を終えた方が好ましく、この意味から仕上
圧延終了温度はＡｒ3 変態点以下の方が好適である。
3 変態点の上下５０℃という温度を設定した理由は、こ
のような低温の圧延により、フェライトの析出核を増加
し、続くホットランテーブルにおける冷却で、６０％以
上のポリゴナルフェライトとＣやその他焼き入れ性を増
す元素が濃化したオーステナイトを生成させるためであ
る。この意味から、この温度域内で１０％以上の累積圧
下を与えることが望ましい。仕上圧延終了温度がＡｒ3
変態点の上５０℃を超えるとフェライト析出核の発生が
減少し、良好なポリゴナルフェライトが得られない。逆
にα、γ２相域の低温側で圧延を行うとフェライトの加
工歪が十分除去されず延性が劣化する。その限界がＡｒ
3 変態点の下５０℃である。Ｃ等が濃化した安定なオー
ステナイトを冷却中に得るには、フェライトの析出の進
行中にも圧延を終えた方が好ましく、この意味から仕上
圧延終了温度はＡｒ3 変態点以下の方が好適である。
【００１４】前段冷却の意味するところであるが、その
終了温度６５０℃はフェライトの析出終了温度でかつ熱
延の冷却過程ではまだパーライトが生成しない温度であ
る。前段冷却は低温圧延との組み合わせでポリゴナルフ
ェライト析出を促進し、残ったオーステナイト中のＣや
Ｍｎ等の濃度を計り安定化する機能を有する。そのため
には冷却速度は遅い方がよく少なくとも平均５０℃／秒
以下でないとならない。上の効果を発揮するには平均３
０℃／秒以下が望ましい。しかしあまり遅すぎると生産
性が問題となり既存の設備では実用上実現が不可能であ
るため平均１℃／秒以上とした。
終了温度６５０℃はフェライトの析出終了温度でかつ熱
延の冷却過程ではまだパーライトが生成しない温度であ
る。前段冷却は低温圧延との組み合わせでポリゴナルフ
ェライト析出を促進し、残ったオーステナイト中のＣや
Ｍｎ等の濃度を計り安定化する機能を有する。そのため
には冷却速度は遅い方がよく少なくとも平均５０℃／秒
以下でないとならない。上の効果を発揮するには平均３
０℃／秒以下が望ましい。しかしあまり遅すぎると生産
性が問題となり既存の設備では実用上実現が不可能であ
るため平均１℃／秒以上とした。
【００１５】次に６５０℃から巻取りまでの後段冷却は
前述したようにして得られた成分濃化したオーステナイ
トからパーライト、ベイナイトや中間組織の生成を抑え
２５０℃以下という低い巻取温度との組み合わせでマル
テンサイト変態を起こす（一部オーステナイトを残留さ
せる）機能を有する。そのために後段の冷却速度は平均
１０℃／秒以上とする必要がある。ところがこの冷却速
度があまり早すぎるとフェライト中に固溶Ｃが残存しフ
ェライトの延性を劣化させ、また熱歪が引き金となり残
ったオーステナイトのマルテンサイト変態を誘発し残留
オーステナイトが少なくなる。従って上限は１００℃／
秒としなければならない。
前述したようにして得られた成分濃化したオーステナイ
トからパーライト、ベイナイトや中間組織の生成を抑え
２５０℃以下という低い巻取温度との組み合わせでマル
テンサイト変態を起こす（一部オーステナイトを残留さ
せる）機能を有する。そのために後段の冷却速度は平均
１０℃／秒以上とする必要がある。ところがこの冷却速
度があまり早すぎるとフェライト中に固溶Ｃが残存しフ
ェライトの延性を劣化させ、また熱歪が引き金となり残
ったオーステナイトのマルテンサイト変態を誘発し残留
オーステナイトが少なくなる。従って上限は１００℃／
秒としなければならない。
【００１６】巻取温度は２５０℃以下でないとベイナイ
ト変態等を起こし所定の特性が得られない。さらに平均
前段冷却速度は平均後段冷却速度よりも小さくする必要
がある。この理由は明確ではないが連続冷却変態図での
フェライトおよびパーライト、ベイナイト等の析出ノー
ズが圧延温度、前後段冷却速度により複雑に変化し上の
条件を満たさない場合後者のノーズにかかりパーライ
ト、ベイナイト等が生じるためと推察される。
ト変態等を起こし所定の特性が得られない。さらに平均
前段冷却速度は平均後段冷却速度よりも小さくする必要
がある。この理由は明確ではないが連続冷却変態図での
フェライトおよびパーライト、ベイナイト等の析出ノー
ズが圧延温度、前後段冷却速度により複雑に変化し上の
条件を満たさない場合後者のノーズにかかりパーライ
ト、ベイナイト等が生じるためと推察される。
【００１７】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を転炉にて溶製し
た。次にこの鋼を通常の工程でスラブとし熱延に供し
た。この時の熱延条件を同じく表１に示すが冷却は各帯
の制御及び通板速度との組み合わせにて行った。引張り
試験はＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を用いＪＩＳ
Ｚ２２４１の方法にて行った。靱性については衝撃値を
示しシャルピー２ｍｍＶノッチ試験片を用いて行った。
表１で番号１、２、３、４、５、６、１７は本発明によ
る鋼であり、その他は比較法による鋼である。表１から
明らかなように本発明による鋼はＴＳに対するＥｌの値
が優れておりＹＲも７０％以内である。一方比較鋼はＴ
Ｓ、またはＥｌ、ＹＲのいずれかが劣っている。また衝
撃値についても、本発明鋼が延性−脆性遷移温度が−３
０℃以下であり優れているが、一方比較鋼は劣ってい
る。
た。次にこの鋼を通常の工程でスラブとし熱延に供し
た。この時の熱延条件を同じく表１に示すが冷却は各帯
の制御及び通板速度との組み合わせにて行った。引張り
試験はＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を用いＪＩＳ
Ｚ２２４１の方法にて行った。靱性については衝撃値を
示しシャルピー２ｍｍＶノッチ試験片を用いて行った。
表１で番号１、２、３、４、５、６、１７は本発明によ
る鋼であり、その他は比較法による鋼である。表１から
明らかなように本発明による鋼はＴＳに対するＥｌの値
が優れておりＹＲも７０％以内である。一方比較鋼はＴ
Ｓ、またはＥｌ、ＹＲのいずれかが劣っている。また衝
撃値についても、本発明鋼が延性−脆性遷移温度が−３
０℃以下であり優れているが、一方比較鋼は劣ってい
る。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【発明の効果】以上のように、本発明によればＹＲが７
０％以下のＴＳ、Ｅｌの関係に優れ、極めて優れた靱性
を有する高張力鋼板を得られる。
０％以下のＴＳ、Ｅｌの関係に優れ、極めて優れた靱性
を有する高張力鋼板を得られる。
Claims (4)
- 【請求項１】 質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５
％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％及びＮｂとＴｉをＮｂ
とＴｉの間に下記式を満足するように含み残部がＦｅと
不可避的不純物元素よりなる組成を有する複合組織高強
度熱延鋼板。 ０．００６≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０４ - 【請求項２】 請求項１に記載した組成を有し、面積率
で６０〜９５％のポリゴナルフェライトとマルテンサイ
ト、ベイナイト等低温生成した硬質相からなる複合組織
高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１に記載した組成を有する鋼を溶
製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に装入する
ことなく圧延するか、又は加熱炉にてスラブを１２８０
℃以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ3 変態点の
上下５０℃の温度範囲内で仕上圧延を終了し、２５０℃
以下の温度域で巻取り、その際仕上圧延終了より巻取ま
での冷却を仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６５
０℃から巻取までの後段に分け前段での平均冷却速度が
１〜５０℃／秒、後段の平均冷却速度が１０〜１００℃
／秒でありかつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速度よ
り小さいことを特徴とする複合組織高強度鋼板の製造
法。 - 【請求項４】 請求項１に記載した組成を有する鋼を溶
製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に装入する
ことなく圧延するか、又は加熱炉にてスラブを１２８０
℃以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ3 変態点の
上下５０℃の温度範囲内で仕上圧延を終了し、２５０℃
以下の温度域で巻取り、その際仕上圧延終了より巻取ま
での冷却を仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６５
０℃から巻取までの後段に分け前段での平均冷却速度が
１〜５０℃／秒、後段の平均冷却速度が１０〜１００℃
／秒でありかつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速度よ
り小さいことを特徴とする請求項３記載の組織を有する
複合組織高強度鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08658397A JP3464588B2 (ja) | 1997-04-04 | 1997-04-04 | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08658397A JP3464588B2 (ja) | 1997-04-04 | 1997-04-04 | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10280096A true JPH10280096A (ja) | 1998-10-20 |
| JP3464588B2 JP3464588B2 (ja) | 2003-11-10 |
Family
ID=13891041
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08658397A Expired - Fee Related JP3464588B2 (ja) | 1997-04-04 | 1997-04-04 | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3464588B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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1997
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