JPS5914092B2 - 高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法 - Google Patents
高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法Info
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- JPS5914092B2 JPS5914092B2 JP55038524A JP3852480A JPS5914092B2 JP S5914092 B2 JPS5914092 B2 JP S5914092B2 JP 55038524 A JP55038524 A JP 55038524A JP 3852480 A JP3852480 A JP 3852480A JP S5914092 B2 JPS5914092 B2 JP S5914092B2
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- 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
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、高延性および低降伏比を有する複合組織型
高張力熱延鋼板を高能率にして低コストで製造する方法
に関するものである。
高張力熱延鋼板を高能率にして低コストで製造する方法
に関するものである。
近年、例えば自動車産業の分野では、省エネルギー資源
の観点から、軽量化の一環として設計強度を変更せずに
板厚を薄くする要望が強く、かかる要望から軟鋼板に代
って高張力鋼板を用いる傾向にある。
の観点から、軽量化の一環として設計強度を変更せずに
板厚を薄くする要望が強く、かかる要望から軟鋼板に代
って高張力鋼板を用いる傾向にある。
しかし、従来の高張力鋼板は、価格やプレス成型性、さ
らにスポット溶接性に難点があり、実用化にかなり問題
があるものであった。
らにスポット溶接性に難点があり、実用化にかなり問題
があるものであった。
一方、最近、プレス加工時には軟らかくて成型しやすく
、成型後に硬化して製品強度が上がるようになるという
特性をもった複合組織型高張力熱延鋼板が提案され、そ
のすぐれた特性ゆえに広く実用に供されるようになって
きた。
、成型後に硬化して製品強度が上がるようになるという
特性をもった複合組織型高張力熱延鋼板が提案され、そ
のすぐれた特性ゆえに広く実用に供されるようになって
きた。
この複合組織型高張力熱延鋼板は、マルテンサイト相お
よびベイナイト相のいずれか、または両方よりなる低温
変態生成物と、フェライト相との混合組織を有し、前記
低温変態生成物が鋼の強化と遅時効性に関与し、フェラ
イト相が鋼に延性を与える役割を果すものである。
よびベイナイト相のいずれか、または両方よりなる低温
変態生成物と、フェライト相との混合組織を有し、前記
低温変態生成物が鋼の強化と遅時効性に関与し、フェラ
イト相が鋼に延性を与える役割を果すものである。
従来、上記の複合組織型熱延鋼板の製造には、幾多の方
法が提案されているが、その中で高延性および低降伏比
を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法として、Ａ
ｒ３変態点以上の最終仕上温度で圧延を終了した鋼板を
、直ちに１６℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＡｒ’変態点
以下の温度まで急冷・する方法が知られている。
法が提案されているが、その中で高延性および低降伏比
を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法として、Ａ
ｒ３変態点以上の最終仕上温度で圧延を終了した鋼板を
、直ちに１６℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＡｒ’変態点
以下の温度まで急冷・する方法が知られている。
しかし、上記従来方法で製造された熱延鋼板においては
、圧延後の急冷により鋼板中の固溶炭素と固溶窒素とが
増大することに原因し、熱間圧延後、スキンパス、酸洗
、さらにシャーリング（所定寸法の板に切断）と工程を
追うにしたがって歪時効が生じるようになり、この結果
延性の著しい劣化と降伏点の著しい上昇をもたらすよう
になって、所望の高延性と低降伏比、すなわちすぐれた
冷間加工性を有する熱延鋼板を得ることはきわめて困難
であった。
、圧延後の急冷により鋼板中の固溶炭素と固溶窒素とが
増大することに原因し、熱間圧延後、スキンパス、酸洗
、さらにシャーリング（所定寸法の板に切断）と工程を
追うにしたがって歪時効が生じるようになり、この結果
延性の著しい劣化と降伏点の著しい上昇をもたらすよう
になって、所望の高延性と低降伏比、すなわちすぐれた
冷間加工性を有する熱延鋼板を得ることはきわめて困難
であった。
本発明者等は、上述のような観点から、歪時効による延
性低下並びに降伏点上昇のない複合組織型高張力熱延鋼
板を得べく研究を行なった結果、Ａｒ３変態点以上の最
終仕上温度で圧延を終了した微量Ｔｉ含有の鋼板を、直
ちに２０°Ｃ／ＳｅＣを越える冷却速度で３００〜１５
０℃の温度範囲内の温度まで急冷し、コイルに巻取ると
、Ｔｉ成分によって鋼板中の固溶窒素がＴｉＮとして固
定されるようになると共に、３００〜１５０℃の温度範
囲内の温度で巻取ることによって固溶炭素が炭化物とし
て析出するようになることから、鋼板中の固溶窒素およ
び固溶炭素が著しく減少し、この結果歪時効による延性
劣化および降伏点上昇がなくなり、高延性および低降伏
点が確保されるようになるという知見を得たのである。
性低下並びに降伏点上昇のない複合組織型高張力熱延鋼
板を得べく研究を行なった結果、Ａｒ３変態点以上の最
終仕上温度で圧延を終了した微量Ｔｉ含有の鋼板を、直
ちに２０°Ｃ／ＳｅＣを越える冷却速度で３００〜１５
０℃の温度範囲内の温度まで急冷し、コイルに巻取ると
、Ｔｉ成分によって鋼板中の固溶窒素がＴｉＮとして固
定されるようになると共に、３００〜１５０℃の温度範
囲内の温度で巻取ることによって固溶炭素が炭化物とし
て析出するようになることから、鋼板中の固溶窒素およ
び固溶炭素が著しく減少し、この結果歪時効による延性
劣化および降伏点上昇がなくなり、高延性および低降伏
点が確保されるようになるという知見を得たのである。
したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
ものであって、対象鋼を、重量係で、Ｃ：０．０１〜０
．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜３
．０％ ５ｏｔＪ−ｔ：０．１０ ％以下、 Ｔｉ ：
０．０１〜０．０４７％を含有し、さらに必要に応じて
Ｃａ：０．００２〜０．０１係と希土類元素：０．００
２〜ｏ、１ｏ％からなる介在物形状調整元素群、並びに
Ｃｕ ： ０．０５〜０．５ ％、Ｎ ｉ ： ０．０
５〜０．５％、Ｃｒ：０Ω５〜０．５ ％、およびＭｏ
： ０．０３〜０．５％からなる強度改善元素群のい
ずれかの元素群のうちの１種または２種以上、あるいは
両元素群からそれぞれ選んだ２種以上の元素を含有し、
残りがＦｅと不可避不純物からなる鋼に特定し、この鋼
を最終仕上温度がＡｒ ｓ変態点以上の温度となる条件
にて熱間圧延した後、直ちに２０℃／ｓｅｃを越える冷
却速度で、３００〜１５０℃の温度範囲内の温度まで急
冷し、コイルに巻取ることによって、高延性および低降
伏比、すなわちすぐれた冷間加工性を有する複合組織型
高張力熱延鋼板を製造することに特徴を有するものであ
る。
ものであって、対象鋼を、重量係で、Ｃ：０．０１〜０
．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜３
．０％ ５ｏｔＪ−ｔ：０．１０ ％以下、 Ｔｉ ：
０．０１〜０．０４７％を含有し、さらに必要に応じて
Ｃａ：０．００２〜０．０１係と希土類元素：０．００
２〜ｏ、１ｏ％からなる介在物形状調整元素群、並びに
Ｃｕ ： ０．０５〜０．５ ％、Ｎ ｉ ： ０．０
５〜０．５％、Ｃｒ：０Ω５〜０．５ ％、およびＭｏ
： ０．０３〜０．５％からなる強度改善元素群のい
ずれかの元素群のうちの１種または２種以上、あるいは
両元素群からそれぞれ選んだ２種以上の元素を含有し、
残りがＦｅと不可避不純物からなる鋼に特定し、この鋼
を最終仕上温度がＡｒ ｓ変態点以上の温度となる条件
にて熱間圧延した後、直ちに２０℃／ｓｅｃを越える冷
却速度で、３００〜１５０℃の温度範囲内の温度まで急
冷し、コイルに巻取ることによって、高延性および低降
伏比、すなわちすぐれた冷間加工性を有する複合組織型
高張力熱延鋼板を製造することに特徴を有するものであ
る。
つぎに、この発明の方法において、鋼の成分組成範囲、
熱間圧延条件、および冷却条件を上記の通りに限定した
理由を説明する。
熱間圧延条件、および冷却条件を上記の通りに限定した
理由を説明する。
Ａ 成分組成範囲
（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、鋼板の強度を高めて５０ｋｇＡｔ以上の引張強さ
番もつようにする作用があるが、その含有量がｏ、ｏ１
％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．
１５％を越えて含有させると、溶接性が劣化するように
なり、特に自動車用として使用し、必須の点溶接を施し
た場合、この点溶接部に発生するマルテンサイトの硬さ
上昇が著しくなることから、その含有量を０．０１〜０
．１５１％と定めた。
させ、鋼板の強度を高めて５０ｋｇＡｔ以上の引張強さ
番もつようにする作用があるが、その含有量がｏ、ｏ１
％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．
１５％を越えて含有させると、溶接性が劣化するように
なり、特に自動車用として使用し、必須の点溶接を施し
た場合、この点溶接部に発生するマルテンサイトの硬さ
上昇が著しくなることから、その含有量を０．０１〜０
．１５１％と定めた。
（ｂ）Ｓｉ
Ｓｉ成分には固溶体硬化作用により鋼板の強度および延
性を改善する作用があるが、１．５係を越えて含有させ
ると、鋼板の表面性状が劣化するようになるだけでなく
、製鋼作業も困難になることから、その含有量を１．５
係以下と定めた。
性を改善する作用があるが、１．５係を越えて含有させ
ると、鋼板の表面性状が劣化するようになるだけでなく
、製鋼作業も困難になることから、その含有量を１．５
係以下と定めた。
（Ｃ） Ｍｎ
Ｍｎ成分には、熱間圧延後、オーステナイト部分の焼入
れ性を向上させてマルテンサイトおよび下部ベイナイト
組織を得やすくする作用があるが、その含有量が０．５
％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方３
．０係を越えて含有させると、製鋼作業が困難となるば
かりでなく、経済的でないことから。
れ性を向上させてマルテンサイトおよび下部ベイナイト
組織を得やすくする作用があるが、その含有量が０．５
％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方３
．０係を越えて含有させると、製鋼作業が困難となるば
かりでなく、経済的でないことから。
その含有量を０．５〜３．０％と定めた。
（ｄ） Ｓｏｌ、１’−１
Ａｔは溶鋼脱酸のために添加され、通常
Ｓｏ１．Ａｉで０．０２〜ｏ、ｏｓ％程度含有するが、
５ｏｔ−Ａｔでｏ、１ｏ％を越えて含有させてもより一
層の脱酸効果は期待できず、脱酸効果が飽和状態となる
ことから、その上限値を０．１０係と定めた。
５ｏｔ−Ａｔでｏ、１ｏ％を越えて含有させてもより一
層の脱酸効果は期待できず、脱酸効果が飽和状態となる
ことから、その上限値を０．１０係と定めた。
（ｅ）Ｔｉ
Ｔｉ成分には高温度域にて鋼板中の固溶窒素と容易に結
合してＴｉＮ’Ｅ形成し、しかもこの発明における３０
０〜１５０℃の温度範囲内のきわめて低い温度で巻取っ
ても固溶窒素を増大させない作用があるが、その含有量
が０．０１％未満では前記作用に所望の効果が得られな
いのでｏ、ｏ１％以上含有させる必要があるが、通常こ
の発明の鋼における窒素含有量は０．０１０％以下なの
で、これに見合うＴｉ含有量として、その上限値を０．
０４％と定めた。
合してＴｉＮ’Ｅ形成し、しかもこの発明における３０
０〜１５０℃の温度範囲内のきわめて低い温度で巻取っ
ても固溶窒素を増大させない作用があるが、その含有量
が０．０１％未満では前記作用に所望の効果が得られな
いのでｏ、ｏ１％以上含有させる必要があるが、通常こ
の発明の鋼における窒素含有量は０．０１０％以下なの
で、これに見合うＴｉ含有量として、その上限値を０．
０４％と定めた。
（ｆ） 不可避不純物
不可避不純物のうち、特にＳは非金属介在物を形成して
、鋼板の冷間加工性を劣化させるので、その含有量は少
なければ少ないほど望ましいが、経済性を考慮して、０
．０１５％を越えて含有しないようにするのが望ましい
。
、鋼板の冷間加工性を劣化させるので、その含有量は少
なければ少ないほど望ましいが、経済性を考慮して、０
．０１５％を越えて含有しないようにするのが望ましい
。
（ｇ）Ｃａおよび希土類元素
これらの成分は、いずれも介在物の形状を調整して冷間
加工性を改善する均等的作用をもつが、その含有量が、
それぞれＣａ ：０．００２係未満、および希土類元素
：０．００２係未満では、前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方それぞれＣａ ： ０．０１％、および希土
類元素二０．１０％を越えて含有させると、逆に鋼中の
介在物が多くなっ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 ％、希土類元素二〇、００２〜０．１０係と
定めた。
加工性を改善する均等的作用をもつが、その含有量が、
それぞれＣａ ：０．００２係未満、および希土類元素
：０．００２係未満では、前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方それぞれＣａ ： ０．０１％、および希土
類元素二０．１０％を越えて含有させると、逆に鋼中の
介在物が多くなっ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 ％、希土類元素二〇、００２〜０．１０係と
定めた。
（ｈ）Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭ。
これら成分は鋼の強度を向上させるという均等的作用を
もつが、その含有量が、それぞれＣｕ：０．０５％未満
、Ｎｉ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５係未満、およ
びＭｏ：０．０３係未満では、前記作用に所望の効果が
得られず、一方それぞれＣｕ：０．５％、Ｎｉ：０．５
％、ｃｒ：ｏ、５％、およびＭｏ：０．５％を越えて含
有させても、その作用効果が飽和し、経済的でないこと
から、それぞれの含有量を、Ｃｕ ：０．０５〜０．５
％、Ｎｉ ：０．０５〜０．５％、 Ｃｒ ：０．０５
〜０．５％、およびＭｏ：０．０３〜０．５％と定めた
。
もつが、その含有量が、それぞれＣｕ：０．０５％未満
、Ｎｉ：０．０５％未満、Ｃｒ：０．０５係未満、およ
びＭｏ：０．０３係未満では、前記作用に所望の効果が
得られず、一方それぞれＣｕ：０．５％、Ｎｉ：０．５
％、ｃｒ：ｏ、５％、およびＭｏ：０．５％を越えて含
有させても、その作用効果が飽和し、経済的でないこと
から、それぞれの含有量を、Ｃｕ ：０．０５〜０．５
％、Ｎｉ ：０．０５〜０．５％、 Ｃｒ ：０．０５
〜０．５％、およびＭｏ：０．０３〜０．５％と定めた
。
Ｂ、熱間圧延条件
熱間圧延に際しては、通常のスラブ加熱炉による加熱後
圧延しても、また分塊圧延材を直接圧延してもよく、さ
らにその圧延開始温度に特に制限はないが、最終仕上温
度がＡｒ３変態点より低くなる条件で圧延を行なうと、
この圧延はフェライト域での圧延を含み、初析フェライ
トが加工された組織が存在するようになり、このような
加工組織では勿論のこと、これに回復処理を施しても降
伏点は低くならず、著しい加工性の劣化をもたらすこと
から、熱間圧延における最終仕上温度をＡｒ３変態点以
上と定めた。
圧延しても、また分塊圧延材を直接圧延してもよく、さ
らにその圧延開始温度に特に制限はないが、最終仕上温
度がＡｒ３変態点より低くなる条件で圧延を行なうと、
この圧延はフェライト域での圧延を含み、初析フェライ
トが加工された組織が存在するようになり、このような
加工組織では勿論のこと、これに回復処理を施しても降
伏点は低くならず、著しい加工性の劣化をもたらすこと
から、熱間圧延における最終仕上温度をＡｒ３変態点以
上と定めた。
なお、好ましくは低温加熱圧延や低温粗延、さらにＡｒ
Ｊ態点盲点直上近傍強圧下などの制御圧延を施してフェ
ライト変態の促進および複合組織の微細粒化をはかり、
もって延性の向上をはかることが望ましい。
Ｊ態点盲点直上近傍強圧下などの制御圧延を施してフェ
ライト変態の促進および複合組織の微細粒化をはかり、
もって延性の向上をはかることが望ましい。
Ｃ０冷却条件
Ａｒ３変態点以上の温度より２０°Ｃ／ＳｅＣ以下の冷
却速度で冷却すると、フェライト・パーライト変態を起
し、所望のマルテンサイト相およびベイナイト相のいず
れか、または両方よりなる低温変態生成物と、フェライ
ト相との複合組織を安定して得ることが困難となり、一
方、冶金学的には冷却速度が大きいほどより硬質な低温
変態相が得られやすいという利点があること、および同
一冷却条件であっても鋼板の板厚により冷却速度が変る
ということから、冷却速度の上限は特に限定されるもの
ではない。
却速度で冷却すると、フェライト・パーライト変態を起
し、所望のマルテンサイト相およびベイナイト相のいず
れか、または両方よりなる低温変態生成物と、フェライ
ト相との複合組織を安定して得ることが困難となり、一
方、冶金学的には冷却速度が大きいほどより硬質な低温
変態相が得られやすいという利点があること、および同
一冷却条件であっても鋼板の板厚により冷却速度が変る
ということから、冷却速度の上限は特に限定されるもの
ではない。
また３００°Ｃを越えた高い温度で冷却を終了し、コイ
ルに巻取ってもパーライトが現われて前記の複合組織が
得られず、一方１５０℃未満の低温才で冷却を行なうと
、鋼板中の固溶炭素が炭化物として析出し難く、かなり
の量の固溶炭素が残存するようになることから歪時効の
発生をまぬがれることができないようになり、したがっ
て、高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱
延鋼板を得るためには、Ａｒ３変態点以上の温度より２
０８Ｃ／５ｅｃｆ越える冷却速度で、３００〜１５０℃
の温度範囲内の温度まで急冷し、コイルに巻取る必要が
あるのである。
ルに巻取ってもパーライトが現われて前記の複合組織が
得られず、一方１５０℃未満の低温才で冷却を行なうと
、鋼板中の固溶炭素が炭化物として析出し難く、かなり
の量の固溶炭素が残存するようになることから歪時効の
発生をまぬがれることができないようになり、したがっ
て、高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱
延鋼板を得るためには、Ａｒ３変態点以上の温度より２
０８Ｃ／５ｅｃｆ越える冷却速度で、３００〜１５０℃
の温度範囲内の温度まで急冷し、コイルに巻取る必要が
あるのである。
ついで、この発明の方法を実施例により説明する。
実施例
それぞれ第１表に示される成分組成をもった鋼を転炉で
溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついで前記スラ
ブに同じく第１表に示される熱延条件および冷却条件に
て圧延を施すことにより本発明鋼板１〜５と比較鋼板１
，２をそれぞれ製造した。
溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついで前記スラ
ブに同じく第１表に示される熱延条件および冷却条件に
て圧延を施すことにより本発明鋼板１〜５と比較鋼板１
，２をそれぞれ製造した。
なお、比較鋼板１はＴｉ を含有しないもの、比較鋼板
２は巻取温度がこの発明の範囲から低い方に外れたもの
である。
２は巻取温度がこの発明の範囲から低い方に外れたもの
である。
ついで、この結果得られた本発明鋼板１〜５および比較
鋼板１，２のそれぞれについて、スキンパス、酸洗、お
よびシャーリング後に引張試験を行ない、この試験結果
を第１表に合せて示した。
鋼板１，２のそれぞれについて、スキンパス、酸洗、お
よびシャーリング後に引張試験を行ない、この試験結果
を第１表に合せて示した。
第１表に示されるように、Ｔｉ を含有しない比較鋼板
１においては固溶窒素が高く、また巻取温度が本発明範
囲から外れた比較鋼板２においては固溶炭素が高いため
に歪時効を起し、延性が低く、ア）つ降伏比の高いもの
となっている。
１においては固溶窒素が高く、また巻取温度が本発明範
囲から外れた比較鋼板２においては固溶炭素が高いため
に歪時効を起し、延性が低く、ア）つ降伏比の高いもの
となっている。
これに対して、本発明鋼板１〜６は、いずれも高延性お
よび低降伏比、すなわちすぐれた冷間加工性を有し、か
つ強度−延性バランスのすぐれたものである。
よび低降伏比、すなわちすぐれた冷間加工性を有し、か
つ強度−延性バランスのすぐれたものである。
上述のように、この発明によれば、高延性と低降伏比を
有する複合組織型高張力熱延鋼板を効率よく、低コスト
で製造することができるのである。
有する複合組織型高張力熱延鋼板を効率よく、低コスト
で製造することができるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＩＣ：０．０１〜０．１５係、Ｓｉ：１．５係以下、Ｍ
ｎ ： ０．５〜３．０％、 Ｓｏｔ、Ａ７：０．１
ｏ％％以下Ｔｉ ：０．０１〜０．０４ ％を含有し
、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成（以上重
量％）を有する鋼を、最終仕上温度がＡｒ３ 変態点以
上の温度となる条件にて熱間圧延した後、直ちに２０°
Ｖｓｅｃを越える冷却速度で３００〜１５０℃の温度範
囲内の温度まで急冷し、コイルに巻取ることを特徴とす
る高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延
鋼板の製造法。 ２Ｃ：０．０１〜０，１５係、Ｓｉ：１．５％以下。 Ｍｎ ： ０．５〜３．０ ％、Ｓｏｌ、Ａｔ ： ０
．１０ ％以下、Ｔｉ： ０．０１〜０．０４％を含
有し、さらにＣａ：０．００２〜０．０１％と希土類元
素：０．００２〜ｏ、１ｏ％からなる介在物形状調整元
素群のうちの１種または２種以上を含有し、残りがＦｅ
および不可避不純物からなる組成（以上重量係）を有す
る鋼を、最終仕上温度がＡｒ３変態点以上の温度となる
条件にて熱間圧延した後、直ちに２０°Ｃ／Ｓｅｃを越
える冷却速度で３００〜１５０℃の温度範囲内の温度ま
で急冷し、コイル巻取ることを特徴とする高延性および
低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法。 ３Ｃ：０．０１〜０．１５係、Ｓｉ：１．５係以下、Ｍ
ｎ： ０．５〜３．０％、５ｏｌＪＬｔ： ０．１０
％以下、Ｔｉ： ０．０１〜０．０４％を含有し、
さらにＣｕ：０．０５〜０．５１％、Ｎ ｉ ： ０．
０５〜０．５ ％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、および
Ｍｏ ：０．Ｏ：３−０．５％からなる強度改善元素群
のうちの１種または２種以上を含有し、残りがＦｅおよ
び不可避不純物からなる組成Ｃ以上重量係）を有する鋼
を、最終仕上温度がＡｒ藏態点以上の温度となる条件に
て熱間圧延した後、直ちに２０°Ｃ／ＳｅＣを越える冷
却速度で３００〜１５０℃の温度範囲内の温度まで急冷
し、コイルに巻取ることを特徴とする高延性および低降
伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法。 ４Ｃ：０．０１〜０．１５係、Ｓｉ：１．５係以下、Ｍ
ｎ ： ０．５〜３．０％、Ｓｏｔ、Ａｔ ： ０．１
０ ％以下、Ｔ ｉ ： ０．０１〜０．０４ ％を含
有し、さらにＣａ：０．００２〜０．０１係と希土類元
素：０．００２〜０．１０係からなる介在物形状調整元
素群のうちの１種または２種以上と、Ｃｕ：０．０５〜
０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５係、ｃ ｒ ： ０
．０５〜０．５％、およびＭｏ二〇、０３〜０．５係か
らなる強度改善元素群のうちの１種または２種以上とを
含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成（
以上重量係）を有する鋼を、最終仕上温度がＡｒ、３変
態点以上の温度となる条件にて熱間圧延した後、直ちに
２０°Ｃ／ｓｅｃを越える冷却速度で３００〜１５０℃
の温度範囲内の温度まで急冷し、コイルに巻取ることを
特徴とする高延性および低降伏比を有する複合組織型高
張力熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55038524A JPS5914092B2 (ja) | 1980-03-26 | 1980-03-26 | 高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55038524A JPS5914092B2 (ja) | 1980-03-26 | 1980-03-26 | 高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56136929A JPS56136929A (en) | 1981-10-26 |
| JPS5914092B2 true JPS5914092B2 (ja) | 1984-04-03 |
Family
ID=12527655
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55038524A Expired JPS5914092B2 (ja) | 1980-03-26 | 1980-03-26 | 高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5914092B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109207847B (zh) * | 2018-08-28 | 2021-03-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低碳当量高扩孔率1180MPa级冷轧钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS516811A (en) * | 1974-07-09 | 1976-01-20 | Nippon Steel Corp | Ihoseinonai koenseikokyodokoto sonoseizohoho |
| JPS5112317A (en) * | 1974-07-20 | 1976-01-30 | Nippon Steel Corp | Kyodo enseino baransuno suguretakakoyokokyodosukohanno seizohoho |
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| JPS5848616B2 (ja) * | 1978-04-04 | 1983-10-29 | 新日本製鐵株式会社 | 延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法 |
| JPS5827329B2 (ja) * | 1978-04-05 | 1983-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | 延性に優れた低降伏比型高張力熱延鋼板の製造方法 |
-
1980
- 1980-03-26 JP JP55038524A patent/JPS5914092B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56136929A (en) | 1981-10-26 |
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