JPS647133B2 - - Google Patents
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- JPS647133B2 JPS647133B2 JP3745284A JP3745284A JPS647133B2 JP S647133 B2 JPS647133 B2 JP S647133B2 JP 3745284 A JP3745284 A JP 3745284A JP 3745284 A JP3745284 A JP 3745284A JP S647133 B2 JPS647133 B2 JP S647133B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- ferrite
- strength
- hot
- 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
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- 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 Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明はＣ―Si―Mn鋼又はＣ―Mn鋼に微量
のNbを添加した鋼を用い、現行の熱延プロセス
の改良によつて従来の特殊元素添加の析出強化型
高張力熱延鋼板よりも強度―延性バランスの良好
な又強度―延性バランスに優れたDual Phase（以
降DP）鋼よりも溶接部の肉やせの少ない加工性
に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に関するもの
である。 〔従来技術〕 近年、自動車産業において自動車の燃費改善の
対策のひとつとして車体の軽量化を図ることがあ
り、使用鋼板の薄肉化と安全性の面から加工性に
優れた高張力熱延鋼板の要求が高まつている。 従来、加工性に優れた熱延鋼板を得るには、
Nb，Ti，Ｖ…等の特殊元素を添加して固溶硬化
及び炭窒化物形成による析出強化により強度を向
上させる製造方法と最近製造され始めたDP鋼板
とすることにより強度―延性バランスを向上させ
る製造方法とがある。前者はNb，Ti，Ｖ…等の
添加元素が高価でコスト上昇の原因となりまた資
源的にも将来制約が予想される。後者のDP鋼板
は強度―延性バランスは良好であるが、自動車部
品であるホイールに適用するにあたつての問題と
して伸びフランジ性が劣ることから例えばホイ
ールデイスク加工時、バーリング加工によるハブ
穴成形で割れを発生し易い。溶接熱影響部の軟
化現象が大きいためホイールリム、型矯正時にそ
の部分の肉厚減少が大きく疲労特性の向上が認め
られないの２点がある。 これ等の問題を解決する方法としてＣ―Si―
Mn鋼でフエライトとベーナイトの複合組織を持
つ高張力熱延鋼板の製造が考えられる。例えば特
開昭57―145965号に示されるように、Ｃ―Si―
Mn鋼で最終圧延パス後の冷却制御と巻取温度制
御によつてフエライトとベーナイトの複合組織を
持つた高張力熱延鋼板及び製造が示されており、
コスト的にも安価でホイールデイスク加工時、バ
ーリング加工によるハブ穴成形での割れについて
も改善がなされている。しかし溶接熱影響部の軟
化現象に於いてはDP鋼ほどではないが、ホイー
ルリム、型矯正時に肉厚の減少がみられ、疲労特
性で若干問題がある。 したがつて自動車部品であるホイールへの適用
にあたつてはこの溶接熱影響部の軟化現象による
肉厚の減少を改善することが必要となる。 〔発明の目的〕 本発明はこのような現状に鑑み、一般用Ｃ―Si
―Mn系鋼と類似の成分鋼に微量のNbを添加する
ことによつて強度―延性バランスが良好でしかも
溶接熱影響部の肉厚減少の少ない加工性に優れた
高張力熱延鋼板を低コストで製造するために新た
な製造方法を提供するものである。 〔発明の構成・作用〕 本発明は基本成分としはＣ：0.02〜0.20％、
Mn：0.3〜1.5％、Si：1.5％以下、Ｐ：0.02％以
下、Ｓ：0.01％以下、Nb：0.008〜0.025％に限定
含有し、残部Fe及び不可避元素からなる鋼片を
用いる。Ｃ及びMnは必要な強度の確保とフエラ
イトとベーナイトの複合組織を得るに必須の元素
であり、Ｃ：0.02％未満、Mn：0.3％未満では通
常の熱延工程の冷速ではフエライトとベーナイト
の複合組織を持つ鋼板が得がたく、またＣ：0.20
％超、Mn：1.5％超では、延性の劣化が大きく、
溶接性も害することからＣ：0.02〜0.20％、
Mn：0.3％〜1.5％とする。Siは好ましくは0.2％
以上添加するとフエライト粒内の固溶〔Ｃ〕が減
少し、未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化を促
進することから好適なフエライトとベーナイトの
複合組織を得やすくする働きを持ち、鋼板の強度
―延性バランスを向上させる。Si：1.5％超える
と未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化が飽和す
るため経済的にも不利であることと溶接性を害す
ることからSi：1.5％以下、好ましくは0.2〜1.5％
とする。Ｐは溶接性を害することからＰ：0.02％
以下とする。ＳはMnS系介在物を形成して伸び
フランジ性を低下させるからMnS系介在物を減
少せしめ、伸びフランジ性の向上を図るために
Ｓ：0.01％以下とする。Caは介在物を微細球状化
する形態制御の働きがあり、伸びフランジ性を向
上させることから好ましくはCa：0.01％迄含有さ
せる。Nbは通常、固溶硬化と析出強化から強度
アツプを図る元素として使用しているが、ここで
は強度アツプのための元素としての働きよりも溶
接熱影響部の軟化現象を抑制すること、すなわち
肉厚減少を起こさせないことを目的としており、
第１図に示す如くフラツシユバツト溶接時の肉厚
減少は0.008％以上から効果があり0.025％で飽和
しており、0.025％以上ではコスト高となり、上
限は0.025％とする。Nbの効果は圧延終了時まで
固溶Nbとして存在させ、溶接時の再加熱によつ
て析出硬化を示し、焼戻し軟化を防止することに
ある。またNbはオーステナイトの再結晶、およ
びオーステナイトからフエライトの変態時に影響
をおよぼしフエライトの細粒に寄与する。 熱間圧延に際して鋼板の加熱温度は1100℃以上
が好ましい。これは、Nb固溶状態にして、圧延
を終了させ、成形、溶接時に再加熱され析出硬化
現象により、軟化現象を抑制するためである。し
かし軟化現象を直接示す肉やせは、溶接後の加工
方法、特に加工率に比例するために、加工率が小
さい場合は、それに見合う固溶Nb量のみが必要
であるから、添加Nb量を減少させるか、加熱温
度を下げても良い。加熱温度を下げた場合に析出
する析出物は、冷却時にオーステナイトからフエ
ライトに変態する際にフエライト生成核として働
き、細粒化に寄与するために、強度―延性バラン
スを向上させる手段になる。仕上圧延の少くとも
最初の３パス圧下率を各々40％以上の高圧下率と
したのはここでのパス間鋼板通過時間が圧延後、
オーステナイト粒が再結晶するに充分な時間であ
ると考えられることからここでの圧下率をできる
だけ高圧下率とし、再結晶核発生を増大させ、オ
ーステナイト粒の細粒化を図ることにある。従つ
て該最初の３パスにおける各パスの圧下率は、理
論的には製品厚み迄が対象になるが、現状の圧延
機の能力からその圧下率は、ロールの噛込み角
度、圧延荷重等から制限を受け、高さ60％程度が
実用上の限界である。４パス以降はパス間時間が
短かいため累積圧下の効果（各パス後回復が殆ん
ど起ずに、圧下の累積として評価できる）として
考え細粒化を図ることからTotal圧下率（仕上圧
延前後の圧下率）を80％以上とする。 該微細化のためには高圧下率ほど有効なので理
論的にトータル圧下率の上限はなく、製品厚みを
得るのに必要な圧下率迄が対象となる。最終圧延
パスの温度を（Ar3＋50℃）〜（Ar3−50℃）と
したのは大圧下を加えることとこの温度範囲で再
結晶オーステナイト粒の細粒化又は未再結晶オー
ステナイト粒に導入された変形帯の増加により、
フエライト粒の細粒化を図るためである。又圧延
中に変態点を切つても大圧下により、フエライト
の再結晶が起ることが観察され細粒化に有効であ
る。細粒化は強度―延性バランスの向上と疲労強
度上昇の効果がある。又フエライトとオーステナ
イトの２相分離が促進され適正なフエライトとベ
ーナイト組織が得られる。ここでのAr3は圧延し
ない時の冷却時の変態点温度をさす従つて変態点
は圧下率、冷却速度、成分系によつて累なるが
（Ar3＋50℃）〜（Ar3−50℃）とは実質上840〜
730℃程度である。 第２図にフエライト粒に及ぼす最終圧延パスの
温度の影響と仕上圧延の圧下率効果について示し
ている。最終圧延パスの温度が830〜780℃のもの
が850℃以上のものよりもフエライト粒は小さい。
しかも最終圧延パス後の温度が同じ830〜780℃で
あつても仕上圧延の最初の３パスの圧下率を各々
40〜50％と大圧下することにより更にフエライト
粒は小さくなつていることがわかる。即ちフエラ
イト粒の細粒化に最終圧延パスの温度と仕上圧延
の圧下率とが相乗効果として及ぼす影響は大きい
ことが推測され得る。 圧延後２相共存領域から冷却速度45℃／ｓ以
上、100℃／ｓ前後で300〜550℃の温度まで冷却
（注水冷却、気水冷却、ガス冷却を含む）するこ
とによつて適正なフエライトとベーナイトの複合
組織を得やすくすることにある。ここで冷却速度
の下限45℃／ｓはベーナイトを主体とするベーナ
イト・フエライト複合組織を得るために必要最低
の冷却速度である。従つて冷却速度は45℃／ｓ以
上であれば充分であるが、組織論とは関係なく現
状の熱間圧延工程の冷却装置の冷却能力は100
℃／ｓが上限に当る。最終圧延パスの温度が２相
共存域であれば、圧延後に即冷却しても２相分離
が進んででおり適正なフエライトとベーナイトの
複合組織となる。好ましくは５秒程度空冷して２
相分離を完全にして冷却開始することが有効であ
る。 以上述べた方法で製造されたポリゴナルな微細
フエライトとベーナイトの複合組織を有する熱延
鋼板の特徴は２相分離を進めた後ベーナイト組織
で強度を高めフエライトを細粒とすることで延性
の向上を図かることによつて、通常の最適条件下
で得られるフエライトとベーナイト組織を有する
鋼板及びTi，Ｖ，Nb等元素の添加による析出強
化型高張力熱延鋼板よりもはるかに強度―延性バ
ランスに優れた特性を持つている。 第３図は本発明の条件で製造された細粒なフエ
ライトとベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板
の強度―延性バランスについて、D.P熱延鋼板及
び析出強化型高張力熱延鋼板と比較整理したもの
である。細粒なフエライトとベーナイトの複合組
織を有する熱延鋼板はD.P熱延鋼板よりも強度―
延性バランスで劣つているが、析出強化型高張力
熱延鋼板よりもはるかに優れている。 実施例 本発明による実施例を第１表に示す。発明例１
〜10は所定の成分を有する鋼を本発明に沿つて熱
間圧延を行なつたものである。比較例11はＣが高
い成分系で本発明に沿つて熱間圧延を行なつた
のNbを添加した鋼を用い、現行の熱延プロセス
の改良によつて従来の特殊元素添加の析出強化型
高張力熱延鋼板よりも強度―延性バランスの良好
な又強度―延性バランスに優れたDual Phase（以
降DP）鋼よりも溶接部の肉やせの少ない加工性
に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に関するもの
である。 〔従来技術〕 近年、自動車産業において自動車の燃費改善の
対策のひとつとして車体の軽量化を図ることがあ
り、使用鋼板の薄肉化と安全性の面から加工性に
優れた高張力熱延鋼板の要求が高まつている。 従来、加工性に優れた熱延鋼板を得るには、
Nb，Ti，Ｖ…等の特殊元素を添加して固溶硬化
及び炭窒化物形成による析出強化により強度を向
上させる製造方法と最近製造され始めたDP鋼板
とすることにより強度―延性バランスを向上させ
る製造方法とがある。前者はNb，Ti，Ｖ…等の
添加元素が高価でコスト上昇の原因となりまた資
源的にも将来制約が予想される。後者のDP鋼板
は強度―延性バランスは良好であるが、自動車部
品であるホイールに適用するにあたつての問題と
して伸びフランジ性が劣ることから例えばホイ
ールデイスク加工時、バーリング加工によるハブ
穴成形で割れを発生し易い。溶接熱影響部の軟
化現象が大きいためホイールリム、型矯正時にそ
の部分の肉厚減少が大きく疲労特性の向上が認め
られないの２点がある。 これ等の問題を解決する方法としてＣ―Si―
Mn鋼でフエライトとベーナイトの複合組織を持
つ高張力熱延鋼板の製造が考えられる。例えば特
開昭57―145965号に示されるように、Ｃ―Si―
Mn鋼で最終圧延パス後の冷却制御と巻取温度制
御によつてフエライトとベーナイトの複合組織を
持つた高張力熱延鋼板及び製造が示されており、
コスト的にも安価でホイールデイスク加工時、バ
ーリング加工によるハブ穴成形での割れについて
も改善がなされている。しかし溶接熱影響部の軟
化現象に於いてはDP鋼ほどではないが、ホイー
ルリム、型矯正時に肉厚の減少がみられ、疲労特
性で若干問題がある。 したがつて自動車部品であるホイールへの適用
にあたつてはこの溶接熱影響部の軟化現象による
肉厚の減少を改善することが必要となる。 〔発明の目的〕 本発明はこのような現状に鑑み、一般用Ｃ―Si
―Mn系鋼と類似の成分鋼に微量のNbを添加する
ことによつて強度―延性バランスが良好でしかも
溶接熱影響部の肉厚減少の少ない加工性に優れた
高張力熱延鋼板を低コストで製造するために新た
な製造方法を提供するものである。 〔発明の構成・作用〕 本発明は基本成分としはＣ：0.02〜0.20％、
Mn：0.3〜1.5％、Si：1.5％以下、Ｐ：0.02％以
下、Ｓ：0.01％以下、Nb：0.008〜0.025％に限定
含有し、残部Fe及び不可避元素からなる鋼片を
用いる。Ｃ及びMnは必要な強度の確保とフエラ
イトとベーナイトの複合組織を得るに必須の元素
であり、Ｃ：0.02％未満、Mn：0.3％未満では通
常の熱延工程の冷速ではフエライトとベーナイト
の複合組織を持つ鋼板が得がたく、またＣ：0.20
％超、Mn：1.5％超では、延性の劣化が大きく、
溶接性も害することからＣ：0.02〜0.20％、
Mn：0.3％〜1.5％とする。Siは好ましくは0.2％
以上添加するとフエライト粒内の固溶〔Ｃ〕が減
少し、未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化を促
進することから好適なフエライトとベーナイトの
複合組織を得やすくする働きを持ち、鋼板の強度
―延性バランスを向上させる。Si：1.5％超える
と未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化が飽和す
るため経済的にも不利であることと溶接性を害す
ることからSi：1.5％以下、好ましくは0.2〜1.5％
とする。Ｐは溶接性を害することからＰ：0.02％
以下とする。ＳはMnS系介在物を形成して伸び
フランジ性を低下させるからMnS系介在物を減
少せしめ、伸びフランジ性の向上を図るために
Ｓ：0.01％以下とする。Caは介在物を微細球状化
する形態制御の働きがあり、伸びフランジ性を向
上させることから好ましくはCa：0.01％迄含有さ
せる。Nbは通常、固溶硬化と析出強化から強度
アツプを図る元素として使用しているが、ここで
は強度アツプのための元素としての働きよりも溶
接熱影響部の軟化現象を抑制すること、すなわち
肉厚減少を起こさせないことを目的としており、
第１図に示す如くフラツシユバツト溶接時の肉厚
減少は0.008％以上から効果があり0.025％で飽和
しており、0.025％以上ではコスト高となり、上
限は0.025％とする。Nbの効果は圧延終了時まで
固溶Nbとして存在させ、溶接時の再加熱によつ
て析出硬化を示し、焼戻し軟化を防止することに
ある。またNbはオーステナイトの再結晶、およ
びオーステナイトからフエライトの変態時に影響
をおよぼしフエライトの細粒に寄与する。 熱間圧延に際して鋼板の加熱温度は1100℃以上
が好ましい。これは、Nb固溶状態にして、圧延
を終了させ、成形、溶接時に再加熱され析出硬化
現象により、軟化現象を抑制するためである。し
かし軟化現象を直接示す肉やせは、溶接後の加工
方法、特に加工率に比例するために、加工率が小
さい場合は、それに見合う固溶Nb量のみが必要
であるから、添加Nb量を減少させるか、加熱温
度を下げても良い。加熱温度を下げた場合に析出
する析出物は、冷却時にオーステナイトからフエ
ライトに変態する際にフエライト生成核として働
き、細粒化に寄与するために、強度―延性バラン
スを向上させる手段になる。仕上圧延の少くとも
最初の３パス圧下率を各々40％以上の高圧下率と
したのはここでのパス間鋼板通過時間が圧延後、
オーステナイト粒が再結晶するに充分な時間であ
ると考えられることからここでの圧下率をできる
だけ高圧下率とし、再結晶核発生を増大させ、オ
ーステナイト粒の細粒化を図ることにある。従つ
て該最初の３パスにおける各パスの圧下率は、理
論的には製品厚み迄が対象になるが、現状の圧延
機の能力からその圧下率は、ロールの噛込み角
度、圧延荷重等から制限を受け、高さ60％程度が
実用上の限界である。４パス以降はパス間時間が
短かいため累積圧下の効果（各パス後回復が殆ん
ど起ずに、圧下の累積として評価できる）として
考え細粒化を図ることからTotal圧下率（仕上圧
延前後の圧下率）を80％以上とする。 該微細化のためには高圧下率ほど有効なので理
論的にトータル圧下率の上限はなく、製品厚みを
得るのに必要な圧下率迄が対象となる。最終圧延
パスの温度を（Ar3＋50℃）〜（Ar3−50℃）と
したのは大圧下を加えることとこの温度範囲で再
結晶オーステナイト粒の細粒化又は未再結晶オー
ステナイト粒に導入された変形帯の増加により、
フエライト粒の細粒化を図るためである。又圧延
中に変態点を切つても大圧下により、フエライト
の再結晶が起ることが観察され細粒化に有効であ
る。細粒化は強度―延性バランスの向上と疲労強
度上昇の効果がある。又フエライトとオーステナ
イトの２相分離が促進され適正なフエライトとベ
ーナイト組織が得られる。ここでのAr3は圧延し
ない時の冷却時の変態点温度をさす従つて変態点
は圧下率、冷却速度、成分系によつて累なるが
（Ar3＋50℃）〜（Ar3−50℃）とは実質上840〜
730℃程度である。 第２図にフエライト粒に及ぼす最終圧延パスの
温度の影響と仕上圧延の圧下率効果について示し
ている。最終圧延パスの温度が830〜780℃のもの
が850℃以上のものよりもフエライト粒は小さい。
しかも最終圧延パス後の温度が同じ830〜780℃で
あつても仕上圧延の最初の３パスの圧下率を各々
40〜50％と大圧下することにより更にフエライト
粒は小さくなつていることがわかる。即ちフエラ
イト粒の細粒化に最終圧延パスの温度と仕上圧延
の圧下率とが相乗効果として及ぼす影響は大きい
ことが推測され得る。 圧延後２相共存領域から冷却速度45℃／ｓ以
上、100℃／ｓ前後で300〜550℃の温度まで冷却
（注水冷却、気水冷却、ガス冷却を含む）するこ
とによつて適正なフエライトとベーナイトの複合
組織を得やすくすることにある。ここで冷却速度
の下限45℃／ｓはベーナイトを主体とするベーナ
イト・フエライト複合組織を得るために必要最低
の冷却速度である。従つて冷却速度は45℃／ｓ以
上であれば充分であるが、組織論とは関係なく現
状の熱間圧延工程の冷却装置の冷却能力は100
℃／ｓが上限に当る。最終圧延パスの温度が２相
共存域であれば、圧延後に即冷却しても２相分離
が進んででおり適正なフエライトとベーナイトの
複合組織となる。好ましくは５秒程度空冷して２
相分離を完全にして冷却開始することが有効であ
る。 以上述べた方法で製造されたポリゴナルな微細
フエライトとベーナイトの複合組織を有する熱延
鋼板の特徴は２相分離を進めた後ベーナイト組織
で強度を高めフエライトを細粒とすることで延性
の向上を図かることによつて、通常の最適条件下
で得られるフエライトとベーナイト組織を有する
鋼板及びTi，Ｖ，Nb等元素の添加による析出強
化型高張力熱延鋼板よりもはるかに強度―延性バ
ランスに優れた特性を持つている。 第３図は本発明の条件で製造された細粒なフエ
ライトとベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板
の強度―延性バランスについて、D.P熱延鋼板及
び析出強化型高張力熱延鋼板と比較整理したもの
である。細粒なフエライトとベーナイトの複合組
織を有する熱延鋼板はD.P熱延鋼板よりも強度―
延性バランスで劣つているが、析出強化型高張力
熱延鋼板よりもはるかに優れている。 実施例 本発明による実施例を第１表に示す。発明例１
〜10は所定の成分を有する鋼を本発明に沿つて熱
間圧延を行なつたものである。比較例11はＣが高
い成分系で本発明に沿つて熱間圧延を行なつた
【表】
【表】
もので、強度―延性バランスが小さく、とくに伸
びの低下が大きい。比較例12は所定の成分である
が熱間圧延に際して仕上F1〜F3の圧下率の低く
外れたものでGSの細粒化が行われていなく、強
度―延性バランスが低い。 比較例13は所定の成分であるが熱間圧延に際し
て巻取温度が高目に外れたものでフエライトパー
ライト組織であり強度が低下している。比較例14
はNbの低い成分系で本発明に沿つて熱間圧延を
行なつたものであるが、溶接熱影響部の肉やせが
大きく問題となる。
びの低下が大きい。比較例12は所定の成分である
が熱間圧延に際して仕上F1〜F3の圧下率の低く
外れたものでGSの細粒化が行われていなく、強
度―延性バランスが低い。 比較例13は所定の成分であるが熱間圧延に際し
て巻取温度が高目に外れたものでフエライトパー
ライト組織であり強度が低下している。比較例14
はNbの低い成分系で本発明に沿つて熱間圧延を
行なつたものであるが、溶接熱影響部の肉やせが
大きく問題となる。
第１図はNb含有量と溶接熱影響部の肉やせ
（５％引張時の局所歪）量との関係を示す図、第
２図は最終圧延パス温度、仕上圧延のF1〜F3の
圧下率及びＣ量と結晶粒度との関係を示す図、第
３図は強度―延性バランスの比較を示す図であ
る。
（５％引張時の局所歪）量との関係を示す図、第
２図は最終圧延パス温度、仕上圧延のF1〜F3の
圧下率及びＣ量と結晶粒度との関係を示す図、第
３図は強度―延性バランスの比較を示す図であ
る。
Claims (1)
- １ C0.02〜0.20％，Mn0.3〜1.5％，Si≦1.5％，
Ｐ≦0.02％，Ｓ≦0.01％，Nb0.008〜0.025％を含
有し残部はFe及び不可避元素からなる鋼片を加
熱し、連続熱間仕上圧延の少くとも最初の３パス
以上の各パスでの圧下率が40％〜60％とし、仕上
全圧延のトータル圧下率を80％以上とし、最終圧
延パスの温度を（Ar3＋50℃）〜（Ar3―50℃）
で終了し、終了後45〜100℃／ｓの冷却速度で冷
却し、300〜550℃で巻取ることを特徴とする微細
なフエライトとベーナイトの複合組織を持つた強
度―延性バランスの良好な加工性に優れた高張力
熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3745284A JPS60184628A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3745284A JPS60184628A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60184628A JPS60184628A (ja) | 1985-09-20 |
| JPS647133B2 true JPS647133B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=12497894
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3745284A Granted JPS60184628A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60184628A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0629480B2 (ja) * | 1986-12-09 | 1994-04-20 | 川崎製鉄株式会社 | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 |
| JP4622095B2 (ja) * | 2000-12-14 | 2011-02-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5114817A (ja) * | 1974-07-30 | 1976-02-05 | Nippon Steel Corp | Puresuyokokyodonetsuenkohanno seizohoho |
| JPS5723025A (en) * | 1980-07-14 | 1982-02-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of hot-rolled high tensile steel plate having excellent local ductility |
| JPS57145965A (en) * | 1981-03-04 | 1982-09-09 | Kobe Steel Ltd | High strength hot rolled steel plate and its manufacture |
| JPS5842725A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 加工性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS5842726A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-02-29 JP JP3745284A patent/JPS60184628A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60184628A (ja) | 1985-09-20 |
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