JPS6337166B2 - - Google Patents
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- JPS6337166B2 JPS6337166B2 JP58052174A JP5217483A JPS6337166B2 JP S6337166 B2 JPS6337166 B2 JP S6337166B2 JP 58052174 A JP58052174 A JP 58052174A JP 5217483 A JP5217483 A JP 5217483A JP S6337166 B2 JPS6337166 B2 JP S6337166B2
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- JP
- Japan
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- cooling
- steel
- present
- rolling
- bainite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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Classifications
-
- 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
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
Landscapes
- 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 Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は熱延ままで高強度鋼板を提供しようと
するもので、特に薄手材で簡単な曲げ加工等が加
えられる強度が高い材料、例えば自動車用の補強
材、産業機械の部品等に好適な材料を製造する方
法に関するものである。 従来、熱延ままの60〜70Kg／mm2級高強度鋼板と
しては材質および製造コストの面よりフエライト
＋パーライト組織をベースとしTi、Nb等を添加
した析出強化鋼が、また80Kg／mm2超はCr、Mo等
を添加したベイナイト鋼が提供されてきた。とこ
ろでベイナイト組織は特殊成分を含まない炭素鋼
でも原理的には製造可能と考えられていたが、そ
の成分範囲はＣを多量に添加したものしか知られ
ておらず、溶接には適さない。溶接して使用する
ためには炭素当量が低い必要があるが、低Ｃでベ
イナイト組織を得るにはCr、Mo、Ti、Ｂ等の特
殊成分の添加が必須となり、またベイナイト変態
域での恒温保定が必要となるなどコスト的に問題
があつた。 本発明はかかる問題点を解決し、低炭素普通鋼
成分でベイナイト組織を得ようとするものであ
り、これにより低コストで高強度鋼板を製造する
ことに成功したものである。 即ち、本発明は実質的に特殊元素を含まず、
Ｃ：0.08〜0.2％、Mn：0.7〜1.8％を含有する通
常の炭素鋼を、Ac3点以上に加熱し、Ar3＋50℃
以上で熱間圧延終了後、Ar3点以上から80℃／ｓ
以上の冷却速度で急冷し、かつ該冷却をベイナイ
ト変態域で停止した後、緩冷却する事を特徴とす
る高強度熱延ベイナイト鋼板の製造方法を要旨と
するものである。 以下、本発明を詳細に説明する。 本発明のプロセスの概要を第１図に示した。本
発明の出発材のようなＣ、Mn含有量の少い低炭
素普通鋼では従来の特殊成分を添加するベイナイ
ト鋼に比しベイナイト変態の開始曲線B′1、終了
曲線B′2が短時間側に移行し、それぞれB1，B2と
なる。このために圧延後の鋼板がこの温度域に到
達しさえすれば恒温保定をしなくとも空冷の冷却
速度でベイナイト変態は完了する。ところが、成
分の低下は同時にフエライト変態の開始線も短時
間側に移行するので鋼板の圧延後の冷却（第１図
C1）は急速に行なう必要がある。しかしながら
フエライト変態の開始線は高温側にも移行するの
で冷却速度としては実現可能な範囲に納める事が
できる。 本発明にあつては、上記成分範囲の鋼片を、
Ac3点以上かつ、通常使用される鋼片加熱炉によ
つて加熱可能な、1300℃以下の温度域に加熱する
か或いは、連続鋳造プロセスにおいて凝固後、圧
延工程へ直送され、Ac3点以上の温度域にある鋳
片を、Ar3＋50℃を超える温度域で圧延した後、
フエライト変態が始まるAr3点以上の温度域か
ら、フエライト変態を通過しないような、通常80
℃／ｓ以上で、工業的には200℃／ｓ程度までの
冷却速度で急冷する。そして、この急冷を、第１
図に示すA1点からMs点までの間、即ち300〜500
℃の温度域で、必要とする製品の強度水準に応じ
て設定される温度で冷却を停止し、その後の緩冷
却（第１図におけるC2）が、ベイナイト変態域、
即ち、第１図における変態開始線B1、変態終了
線B2間を通過するようにする。ここで、材料の
加熱温度を1300℃以下としたのは、加熱温度が高
いと、初期オーステナイト粒が粗くなり、熱間加
工後のオーステナイト粒径も粗くなる傾向あり、
その結果、製品の延性・靭性を損なうからであ
る。この様な処理を行うと第２図に示す如く冷却
停止温度に応じた引張強度が得られるのである。
第２図はC0.15％、Mn0.98％、その他脱酸剤とし
てAl、Si、不純物としてＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等を含
有した30mm厚さの鋼片を1100℃に加熱し870℃で
２mmに圧延した後、冷却速度100℃／ｓで急冷し、
種々の停止温度で冷却を停止した後、空冷せしめ
た時の引張特性（JIS 13号Ｂによる引張試験）を
示したものである。従つて本発明によれば低炭素
普通鋼でもつて急冷条件と冷却停止条件のの選択
により恒温保定をせずに60〜85Kg／mm2等の所望の
引張強度を得る事ができ、Ｃ、Mn量によつては
100Kg／mm2の強度のものすら得られる。 以下、本発明の構成要件の限定理由について説
明する。 本発明に適用すべき鋼の化学組成のうち、Ｃに
ついては実限可能な冷却速度によつて下限が決
る。すなわち冷却80℃／ｓにおいてフエライト変
態を開始させないためにはＣは0.08％以上の添加
が必要である。またＣ量は多い程フエライト変態
が遅れて該組織を得るには都合が良いが、0.2％
を超えるとベイナイト変態の終了が遅れ、熱延後
の恒温保持が必要となり、プロセスを複雑化する
とともに成品の加工性、溶接性を劣化させるので
上限を0.2％とした。 MnもＣと同様の理由により、本発明プロセス
に適当な範囲として上記Ｃ量の下で0.7〜1.8％に
限定する。 その他の成分としては特に添加を必要としない
が、Al、Si等は脱酸剤として通常含まれる量は
本発明に影響を与えない。但し１％以下のSi添加
は強度―延性バランスを向上させる事が知られて
おり、高延性を必要とする場合は１％までの添加
をしても良い。Cr、Mo、Ti、Ｂ等の特殊成分は
ベイナイト組織の生成を容易にするが、安価に成
品を提供する上で不利となるので添加は好ましく
ない。但し添加によつて本発明の効果を減ずるも
のでは無い。 この様な組成を有する鋼片はまず、その鋼の
Ac3点（通常800〜900℃）以上に加熱して完全に
オーステナイト化しなければならない。圧延開始
時にフエライトが存在すると圧延により加工組織
を生じ延性を著しく損な。また圧延終了冷却開始
時にフエライトが存在するとその部分はベイナイ
ト化しないかりでなく、オーステナイト部のフエ
ライト変態を促進する可能性もあり全面ベイナイ
ト組織を得るには冷却前にフエライトを存在させ
てはならない。また冷片を加熱する方法ばかりで
なく、高温鋳片のホツトチヤージや直接圧延も適
用できるのは言うまでもない。 鋼片の加熱後圧延を行なうが、その理由は所望
の成品板厚を得る事とオーステナイト組織の微細
化である。オーステナイトが微細である程、成品
の靭性が良くなる事は知られているが、本発明は
圧延後の冷却速度の点から厚手成品の製造には不
向きであるから靭性は重要な特性ではない。従つ
て圧下量については何も限定するものではない。 圧延温度は前記の如くオーステナイト温度域で
なくてはならないが、Ar3点（通常750〜850℃）
＋50℃から冷却を開始すると、冷却速度によつて
は一部フエライト変態が起こつてしまう。さらに
ベイナイト変態を容易にするには冷却前オーステ
ナイト結晶粒は大きい方が良く、この観点から圧
延温度は高い方が望ましい。かかる理由から、圧
延温度域をAr3＋50℃超に限定した。 圧延後の急冷は次の条件で行なう。冷却中にフ
エライト生成を抑制するために冷却曲線C1が第
１図のFs線と交叉しない様な冷却速度で冷却す
る。本発明の成分範囲鋼に対しては80℃／ｓ以上
の冷却速度が必要である。 これにつづく冷却停止の条件は成品に要求され
る強度によつて異なる。ベイナイト組織の強度は
オーステナイトよりベイナイトに変態する時の変
態温度に強く依存し、成分には大きくは依存しな
い事が知られている。すなわち第２図の如く冷却
停止温度を600〜300℃の間で変える事により60〜
80Kg／mm2の強度を作り分けられる。 大きな冷却速度を得るためには水量密度の大き
な冷却設備を必要とするが、鋼板の圧延設備に付
随する熱伝達係数が500Kcal／m2・ｈ・℃程度の
最近の冷却設備によれば板厚が６mm以下であれば
80℃／ｓの冷却速度を得るのは不可能ではない。
例えば連続熱延により本発明を実施する時は水冷
ゾーンの水量密度を最大とし鋼板を通過させ、鋼
板の温度が所定の温度に達する位置以降の水冷ゾ
ーンでは注水を停止すればよい。停止温度の精度
を上げるには水冷ゾーンの途中で鋼板温度が測定
できる事が望ましい。 冷却停止後は緩冷却（第１図C2）が必要であ
る。この理由は冷却停止後の鋼板を断熱保持する
と変態時の発熱のためと思われるが成品強度が不
安定となりバラツキが増大するからである。成分
量の多い従来型ベイナイト鋼ではこの効果は小さ
く冷却停止後の緩冷却を必要としなかつたが、本
発明の低成分鋼では緩冷を行なう必要があり、こ
れを有効とするためには１℃／ｓ以上の冷却速度
により冷却する事が望ましい。 鋼板の板厚が例えば0.7mmの様に極端に薄くな
ると、冷却停止後の冷速が空冷状態でも大きくな
りこれも成品強度の安定性を損なう原因となる。
安定製造のためには該冷却を20℃／ｓ以下の緩冷
とする事が望ましい。 以上の説明で明らかな様に通常の熱延板ならば
圧延後の急冷を停止しさえすればその後特別な方
法を講ずる事なく空冷で本発明を実施する事が可
能である。これは空冷時の冷却速度（ｔ＝３mmで
10℃／ｓ前後）であつてもベイナイト変態が終了
し得る成分組成を設定しているからであり、本発
明の重要なポイントである。但し鋼板厚みが極端
に薄い場合に本発明を適用するためには冷却停止
後の保温あるいは加熱の手段が必要である。 本発明を実施するに当り、鋼板の冷却速度を80
℃／ｓとするには強力な冷却設備と薄手板厚の組
合せが必然となる。従つて鋼板の製造方法として
はホツトストリツプミルによる連続熱延が最も適
しているが、鋼板以外の鋼材製造の場合にはそれ
ぞれ適した方法が考えられよう。 実施例 以下実施例について説明する。 表１に示す各成分組成の鋼を表２に示す条件で
ホツトストリツプミルにより圧延・冷却を行なつ
た。但し表２の急冷停止温度は捲取温度からの推
定である。その結果得られた成品特性を表３に示
す。
するもので、特に薄手材で簡単な曲げ加工等が加
えられる強度が高い材料、例えば自動車用の補強
材、産業機械の部品等に好適な材料を製造する方
法に関するものである。 従来、熱延ままの60〜70Kg／mm2級高強度鋼板と
しては材質および製造コストの面よりフエライト
＋パーライト組織をベースとしTi、Nb等を添加
した析出強化鋼が、また80Kg／mm2超はCr、Mo等
を添加したベイナイト鋼が提供されてきた。とこ
ろでベイナイト組織は特殊成分を含まない炭素鋼
でも原理的には製造可能と考えられていたが、そ
の成分範囲はＣを多量に添加したものしか知られ
ておらず、溶接には適さない。溶接して使用する
ためには炭素当量が低い必要があるが、低Ｃでベ
イナイト組織を得るにはCr、Mo、Ti、Ｂ等の特
殊成分の添加が必須となり、またベイナイト変態
域での恒温保定が必要となるなどコスト的に問題
があつた。 本発明はかかる問題点を解決し、低炭素普通鋼
成分でベイナイト組織を得ようとするものであ
り、これにより低コストで高強度鋼板を製造する
ことに成功したものである。 即ち、本発明は実質的に特殊元素を含まず、
Ｃ：0.08〜0.2％、Mn：0.7〜1.8％を含有する通
常の炭素鋼を、Ac3点以上に加熱し、Ar3＋50℃
以上で熱間圧延終了後、Ar3点以上から80℃／ｓ
以上の冷却速度で急冷し、かつ該冷却をベイナイ
ト変態域で停止した後、緩冷却する事を特徴とす
る高強度熱延ベイナイト鋼板の製造方法を要旨と
するものである。 以下、本発明を詳細に説明する。 本発明のプロセスの概要を第１図に示した。本
発明の出発材のようなＣ、Mn含有量の少い低炭
素普通鋼では従来の特殊成分を添加するベイナイ
ト鋼に比しベイナイト変態の開始曲線B′1、終了
曲線B′2が短時間側に移行し、それぞれB1，B2と
なる。このために圧延後の鋼板がこの温度域に到
達しさえすれば恒温保定をしなくとも空冷の冷却
速度でベイナイト変態は完了する。ところが、成
分の低下は同時にフエライト変態の開始線も短時
間側に移行するので鋼板の圧延後の冷却（第１図
C1）は急速に行なう必要がある。しかしながら
フエライト変態の開始線は高温側にも移行するの
で冷却速度としては実現可能な範囲に納める事が
できる。 本発明にあつては、上記成分範囲の鋼片を、
Ac3点以上かつ、通常使用される鋼片加熱炉によ
つて加熱可能な、1300℃以下の温度域に加熱する
か或いは、連続鋳造プロセスにおいて凝固後、圧
延工程へ直送され、Ac3点以上の温度域にある鋳
片を、Ar3＋50℃を超える温度域で圧延した後、
フエライト変態が始まるAr3点以上の温度域か
ら、フエライト変態を通過しないような、通常80
℃／ｓ以上で、工業的には200℃／ｓ程度までの
冷却速度で急冷する。そして、この急冷を、第１
図に示すA1点からMs点までの間、即ち300〜500
℃の温度域で、必要とする製品の強度水準に応じ
て設定される温度で冷却を停止し、その後の緩冷
却（第１図におけるC2）が、ベイナイト変態域、
即ち、第１図における変態開始線B1、変態終了
線B2間を通過するようにする。ここで、材料の
加熱温度を1300℃以下としたのは、加熱温度が高
いと、初期オーステナイト粒が粗くなり、熱間加
工後のオーステナイト粒径も粗くなる傾向あり、
その結果、製品の延性・靭性を損なうからであ
る。この様な処理を行うと第２図に示す如く冷却
停止温度に応じた引張強度が得られるのである。
第２図はC0.15％、Mn0.98％、その他脱酸剤とし
てAl、Si、不純物としてＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等を含
有した30mm厚さの鋼片を1100℃に加熱し870℃で
２mmに圧延した後、冷却速度100℃／ｓで急冷し、
種々の停止温度で冷却を停止した後、空冷せしめ
た時の引張特性（JIS 13号Ｂによる引張試験）を
示したものである。従つて本発明によれば低炭素
普通鋼でもつて急冷条件と冷却停止条件のの選択
により恒温保定をせずに60〜85Kg／mm2等の所望の
引張強度を得る事ができ、Ｃ、Mn量によつては
100Kg／mm2の強度のものすら得られる。 以下、本発明の構成要件の限定理由について説
明する。 本発明に適用すべき鋼の化学組成のうち、Ｃに
ついては実限可能な冷却速度によつて下限が決
る。すなわち冷却80℃／ｓにおいてフエライト変
態を開始させないためにはＣは0.08％以上の添加
が必要である。またＣ量は多い程フエライト変態
が遅れて該組織を得るには都合が良いが、0.2％
を超えるとベイナイト変態の終了が遅れ、熱延後
の恒温保持が必要となり、プロセスを複雑化する
とともに成品の加工性、溶接性を劣化させるので
上限を0.2％とした。 MnもＣと同様の理由により、本発明プロセス
に適当な範囲として上記Ｃ量の下で0.7〜1.8％に
限定する。 その他の成分としては特に添加を必要としない
が、Al、Si等は脱酸剤として通常含まれる量は
本発明に影響を与えない。但し１％以下のSi添加
は強度―延性バランスを向上させる事が知られて
おり、高延性を必要とする場合は１％までの添加
をしても良い。Cr、Mo、Ti、Ｂ等の特殊成分は
ベイナイト組織の生成を容易にするが、安価に成
品を提供する上で不利となるので添加は好ましく
ない。但し添加によつて本発明の効果を減ずるも
のでは無い。 この様な組成を有する鋼片はまず、その鋼の
Ac3点（通常800〜900℃）以上に加熱して完全に
オーステナイト化しなければならない。圧延開始
時にフエライトが存在すると圧延により加工組織
を生じ延性を著しく損な。また圧延終了冷却開始
時にフエライトが存在するとその部分はベイナイ
ト化しないかりでなく、オーステナイト部のフエ
ライト変態を促進する可能性もあり全面ベイナイ
ト組織を得るには冷却前にフエライトを存在させ
てはならない。また冷片を加熱する方法ばかりで
なく、高温鋳片のホツトチヤージや直接圧延も適
用できるのは言うまでもない。 鋼片の加熱後圧延を行なうが、その理由は所望
の成品板厚を得る事とオーステナイト組織の微細
化である。オーステナイトが微細である程、成品
の靭性が良くなる事は知られているが、本発明は
圧延後の冷却速度の点から厚手成品の製造には不
向きであるから靭性は重要な特性ではない。従つ
て圧下量については何も限定するものではない。 圧延温度は前記の如くオーステナイト温度域で
なくてはならないが、Ar3点（通常750〜850℃）
＋50℃から冷却を開始すると、冷却速度によつて
は一部フエライト変態が起こつてしまう。さらに
ベイナイト変態を容易にするには冷却前オーステ
ナイト結晶粒は大きい方が良く、この観点から圧
延温度は高い方が望ましい。かかる理由から、圧
延温度域をAr3＋50℃超に限定した。 圧延後の急冷は次の条件で行なう。冷却中にフ
エライト生成を抑制するために冷却曲線C1が第
１図のFs線と交叉しない様な冷却速度で冷却す
る。本発明の成分範囲鋼に対しては80℃／ｓ以上
の冷却速度が必要である。 これにつづく冷却停止の条件は成品に要求され
る強度によつて異なる。ベイナイト組織の強度は
オーステナイトよりベイナイトに変態する時の変
態温度に強く依存し、成分には大きくは依存しな
い事が知られている。すなわち第２図の如く冷却
停止温度を600〜300℃の間で変える事により60〜
80Kg／mm2の強度を作り分けられる。 大きな冷却速度を得るためには水量密度の大き
な冷却設備を必要とするが、鋼板の圧延設備に付
随する熱伝達係数が500Kcal／m2・ｈ・℃程度の
最近の冷却設備によれば板厚が６mm以下であれば
80℃／ｓの冷却速度を得るのは不可能ではない。
例えば連続熱延により本発明を実施する時は水冷
ゾーンの水量密度を最大とし鋼板を通過させ、鋼
板の温度が所定の温度に達する位置以降の水冷ゾ
ーンでは注水を停止すればよい。停止温度の精度
を上げるには水冷ゾーンの途中で鋼板温度が測定
できる事が望ましい。 冷却停止後は緩冷却（第１図C2）が必要であ
る。この理由は冷却停止後の鋼板を断熱保持する
と変態時の発熱のためと思われるが成品強度が不
安定となりバラツキが増大するからである。成分
量の多い従来型ベイナイト鋼ではこの効果は小さ
く冷却停止後の緩冷却を必要としなかつたが、本
発明の低成分鋼では緩冷を行なう必要があり、こ
れを有効とするためには１℃／ｓ以上の冷却速度
により冷却する事が望ましい。 鋼板の板厚が例えば0.7mmの様に極端に薄くな
ると、冷却停止後の冷速が空冷状態でも大きくな
りこれも成品強度の安定性を損なう原因となる。
安定製造のためには該冷却を20℃／ｓ以下の緩冷
とする事が望ましい。 以上の説明で明らかな様に通常の熱延板ならば
圧延後の急冷を停止しさえすればその後特別な方
法を講ずる事なく空冷で本発明を実施する事が可
能である。これは空冷時の冷却速度（ｔ＝３mmで
10℃／ｓ前後）であつてもベイナイト変態が終了
し得る成分組成を設定しているからであり、本発
明の重要なポイントである。但し鋼板厚みが極端
に薄い場合に本発明を適用するためには冷却停止
後の保温あるいは加熱の手段が必要である。 本発明を実施するに当り、鋼板の冷却速度を80
℃／ｓとするには強力な冷却設備と薄手板厚の組
合せが必然となる。従つて鋼板の製造方法として
はホツトストリツプミルによる連続熱延が最も適
しているが、鋼板以外の鋼材製造の場合にはそれ
ぞれ適した方法が考えられよう。 実施例 以下実施例について説明する。 表１に示す各成分組成の鋼を表２に示す条件で
ホツトストリツプミルにより圧延・冷却を行なつ
た。但し表２の急冷停止温度は捲取温度からの推
定である。その結果得られた成品特性を表３に示
す。
【表】
【表】
【表】
番号〜は本発明範囲内の実施例であり、そ
れぞれ冷却停止温度（〜CT）に応じた強度を示
しており、成分Ａのみで59.3〜80.8Kg／mm2の範囲
が得られている。またベイナイト鋼は伸びの値は
やゝ劣るものの穴拡げ性が優れている。鋼Ａは加
工性向上のためにCa添加を行なつており、良好
な穴拡げ性はこれにもよるが、Ca処理をしてい
ない鋼Ｂ（）でも良い値を示す。また、ベイナ
イト組織は降伏比が低くこの点も加工性にとつて
は都合が良い。 鋼ＡにおけるCa添加の効果は、前記加工性の
向上の他、特に連続熱間圧延材において、介在物
の特性を変化させ製品材質の方向差（異方性）を
小くする点にある。例えば、介在物がMnSであ
る場合、Ca添加によつてMnSにおけるＳは、Ca
（Ｏ、Ｓ）（oxysulfide）となる。相対的にMnSの
方が延性に富み、材質に方向性を付与することに
なる。これに比し、Ca（Ｏ、Ｓ）は延性に乏しく
材質に方向性を付与する程度が微弱である。 かる理由から、0.1％以下の範囲でCaを添加す
ることがある。 比較例は冷却速度が不足しているために100
％ベイナイト組織とはならずフエライトが生成し
たために強度が低い。比較例はFTが低いため
に圧延中および冷却中にフエライト多量に生成し
ているが、このフエライトは結晶粒が微細なため
に、伸びや穴拡げ性は良好である。しかしと同
様な強度レベルの穴拡げ性はより良くベイナ
イト組織の優位性は明らかである。比較例は成
分が本発明範囲外であつて冷却速度が要件を満た
してもベイナイト生成はわずかでしかない。この
理由は第１図のFs線が左上方へ移動するからで
ある。 本発明により60〜100Kg／mm2級の熱延高張力鋼
を低コストで製造する事が可能になつた。
れぞれ冷却停止温度（〜CT）に応じた強度を示
しており、成分Ａのみで59.3〜80.8Kg／mm2の範囲
が得られている。またベイナイト鋼は伸びの値は
やゝ劣るものの穴拡げ性が優れている。鋼Ａは加
工性向上のためにCa添加を行なつており、良好
な穴拡げ性はこれにもよるが、Ca処理をしてい
ない鋼Ｂ（）でも良い値を示す。また、ベイナ
イト組織は降伏比が低くこの点も加工性にとつて
は都合が良い。 鋼ＡにおけるCa添加の効果は、前記加工性の
向上の他、特に連続熱間圧延材において、介在物
の特性を変化させ製品材質の方向差（異方性）を
小くする点にある。例えば、介在物がMnSであ
る場合、Ca添加によつてMnSにおけるＳは、Ca
（Ｏ、Ｓ）（oxysulfide）となる。相対的にMnSの
方が延性に富み、材質に方向性を付与することに
なる。これに比し、Ca（Ｏ、Ｓ）は延性に乏しく
材質に方向性を付与する程度が微弱である。 かる理由から、0.1％以下の範囲でCaを添加す
ることがある。 比較例は冷却速度が不足しているために100
％ベイナイト組織とはならずフエライトが生成し
たために強度が低い。比較例はFTが低いため
に圧延中および冷却中にフエライト多量に生成し
ているが、このフエライトは結晶粒が微細なため
に、伸びや穴拡げ性は良好である。しかしと同
様な強度レベルの穴拡げ性はより良くベイナ
イト組織の優位性は明らかである。比較例は成
分が本発明範囲外であつて冷却速度が要件を満た
してもベイナイト生成はわずかでしかない。この
理由は第１図のFs線が左上方へ移動するからで
ある。 本発明により60〜100Kg／mm2級の熱延高張力鋼
を低コストで製造する事が可能になつた。
第１図は本発明のプロセスを説明するCCT概
念図、第２図は0.15C―0.48Si―0.98Mn鋼を1100
℃より急冷し300〜600℃の温度域で冷却停止した
時の鋼板の引張特性を示す図である。
念図、第２図は0.15C―0.48Si―0.98Mn鋼を1100
℃より急冷し300〜600℃の温度域で冷却停止した
時の鋼板の引張特性を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 実質的に特殊元素を含まず、重量で、Ｃ：
0.08〜0.2％、Mn：0.7〜1.8％を含有する通常の
炭素鋼を、Ac3点以上かつ、1300℃以下の温度域
に加熱された鋼片或いは、連続鋳造プロセスにお
いて鋼が凝固後圧延工程へ直送されAc3点以上の
温度域にある鋳片を、Ar3＋50℃を超える温度域
で圧延した後、Ar3点以上から80℃／ｓ以上の冷
却速度で急冷しかつ、該冷却をベイナイト変態域
で停止した後、緩冷却することを特徴とする高強
度熱延ベイナイト鋼板の製造方法。 ２ 緩冷却の冷却速度を１〜20℃／ｓとする特許
請求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5217483A JPS59177325A (ja) | 1983-03-28 | 1983-03-28 | 高強度熱延ベイナイト鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5217483A JPS59177325A (ja) | 1983-03-28 | 1983-03-28 | 高強度熱延ベイナイト鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59177325A JPS59177325A (ja) | 1984-10-08 |
| JPS6337166B2 true JPS6337166B2 (ja) | 1988-07-25 |
Family
ID=12907448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5217483A Granted JPS59177325A (ja) | 1983-03-28 | 1983-03-28 | 高強度熱延ベイナイト鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59177325A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08308751A (ja) * | 1995-05-17 | 1996-11-26 | Yutaka Okubo | 小魚用魚肉骨粉砕叩包丁 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19521941C1 (de) * | 1995-06-07 | 1996-10-02 | Mannesmann Ag | Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Sinterteilen |
| JP4529517B2 (ja) * | 2003-06-27 | 2010-08-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素鋼板の製造方法および製造設備 |
| JP6094139B2 (ja) * | 2011-12-21 | 2017-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP6302161B2 (ja) * | 2012-02-08 | 2018-03-28 | 新日鐵住金株式会社 | 耐溶融亜鉛腐食性および耐亜鉛割れ性に優れた溶融亜鉛浴設備用鋼板 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPS59126719A (ja) * | 1983-01-11 | 1984-07-21 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-03-28 JP JP5217483A patent/JPS59177325A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08308751A (ja) * | 1995-05-17 | 1996-11-26 | Yutaka Okubo | 小魚用魚肉骨粉砕叩包丁 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59177325A (ja) | 1984-10-08 |
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