WO1994010355A1 - Tole d'acier lamine a chaud a haute resistance excellente en allongement uniforme apres ecrouissage a froid et son procede de production - Google Patents

Tole d'acier lamine a chaud a haute resistance excellente en allongement uniforme apres ecrouissage a froid et son procede de production Download PDF

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Kou Moriyama
Takasi Harabuchi
Yoshikazu Nakano
Hiroshi Mochiki
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Nippon Steel Corp
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Japan Casting and Forging Corp
Nippon Steel Corp
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    • C21D8/021—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 involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet for general and welded structures having excellent uniform elongation after cold working and high tensile strength, and a method for producing the same.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-16118 discloses a method for producing an electric resistance welded steel pipe for a low yield ratio oil well in which the C content is increased to 0.26 to 0.48%. Methods for producing a high yield strength ERW steel pipe with a low yield ratio of 0.10 to 0.20% are disclosed.In each case, a hot-rolled steel sheet with a low yield ratio is produced, and then the work hardening amount in cold forming is reduced. This is a method of manufacturing an electric resistance welded steel pipe that does not require heat treatment and is processed by limiting the amount of strain so that it does not become large. Further, Japanese Patent Application Laid-Open No.
  • HEI 4-176818 discloses a ferrite without distortion and a P / R.
  • a method for producing a steel pipe or a square pipe with excellent shochu characteristics obtained by controlling the cooling rate after the hot working and heat treatment of the phase structure has been proposed.
  • the former does not always meet the demands of the industry, such as significantly impairing the weldability.
  • JP-A-4-48048 discloses an oxide-based inclusion having a (Ti, Nb) (0, N) composite crystal phase of 0.5111 or less in a matrix of steel.
  • JP-A-Hei 4-99248 states that oxide inclusions having a Ti ( ⁇ , N) compound crystal phase of 1 ⁇ m or less in the base metal of a steel are dispersed respectively to form a weld heat-affected zone.
  • a technique for improving toughness is disclosed, the disperse phase and the purpose thereof are essentially different from the present invention.
  • the higher the strength of the steel the higher the yield ratio and the lower the ductility, and therefore the lower the uniform elongation.
  • uniform elongation is significantly reduced due to the effect of work hardening due to work strain.
  • the present invention solves such a problem, and has excellent uniform elongation even after ordinary cold forming that does not reduce productivity into round and square steel pipes, section steel sheet piles, and the like. and high tensile strength (34Kgf ⁇ 2 or higher) and to provide a hot rolled steel sheet and a manufacturing method thereof. Disclosure of the invention
  • the present inventors investigated in detail the chemical composition of steel, the relationship between the crystal structure and the obtained mechanical properties, and the relationship between the mechanical properties after cold forming and that of the material. Studied.
  • the general contact and welding structural steel the most tension is used intensity.
  • 34 to 62KgfZ Jour secondary hot-rolled steel sheet particularly for civil construction, between the left tensile strength and uniform elongation hot rolled The correlation (uniform elongation decreases as tensile strength increases) and their correlation after cold forming almost match and can be approximated by the same curve.
  • N in steel increases, the material also increases.
  • the strength of the cold-worked material also increases and the uniform elongation decreases, but when Ti is further added, the uniform elongation recovers and the above relationship is deviated, and even with high strength, a high uniform elongation can be obtained. I found that.
  • FIG. Fig. 2 shows steel types S-1 and T-1 using the steel types S-1 (comparative example), S-2 (comparative example) and T-1 and T-2 (inventive examples) shown in Table 1.
  • T-1 2 are the production processes B and S-2 shown in Table 2 are the TS (kgf / mm 2 ) of the as-rolled steel produced in production process C and the steel cold-worked into square steel pipes.
  • FIG. 3 is a diagram showing a relationship between tensile strength) and Elu (%) (negative elongation).
  • the steel of the present invention has excellent properties as general and welded structural steel.
  • the present invention has been constructed based on these findings.
  • C 0.040 to 0.25%
  • N 0.0050 to 0.0150%
  • Ti 0.003 to 0.050%
  • TiN with a particle size of more than 1 m dispersed in the matrix at a rate of 0.0008 to 0.015%.
  • Ceq. (WBS) is set to 0.10 to 0.45%, and a slab containing the above components is heated to 1000 to 1300 ° C for hot rolling and rolled, and rolled at a temperature not lower than the Ar 3 transformation point.
  • % High tensile strength of 34 to 62 kgfZ band 2 which is excellent in uniform elongation after cold forming and a method for producing the same.
  • Fig. 1 (A) is a 400X magnification micrograph showing the metallographic structure of the square section of the square steel pipe of the steel of the present invention (Table 4, No. T-2 (MID part, containing 15.2% of pearlite phase)). It is.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between tensile strength and uniform elongation of various hot rolled steel sheets and square steel pipes shown in Table 4.
  • a molten steel produced in a melting furnace such as a converter or an electric furnace is manufactured into a steel slab through a continuous forging or ingot-bulking process, whereby C: 0.040 ⁇ 0.25%, N: 0.0050 ⁇ 0.0150% Ti: 0.003 ⁇ 0.050%, and carbon equivalent (Ceq.) Is in the range of 0.10 ⁇ 0.45%, low alloy consisting of the balance Fe and unavoidable impurities Manufacture billets.
  • C is an important component in determining the strength of the steel and the amount of the pearlite phase in the steel structure.
  • a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 34 kgf 2 or more if the pearlite phase in the structure is less than 5% in area fraction, uniform elongation after cold forming is significantly reduced. This is because the pearlite bears the strength and prevents the increase in the dislocation density of the ferrite, thereby maintaining its plastic deformability.
  • the C content must be 0.04% or more. You. However, if it exceeds 0.25%, the weldability is impaired, so the upper limit was made 0.25%.
  • N is added to steel to form a solid solution in the ground of funilite to increase the strength of the steel and reduce its plastic deformability.However, when N is added together with Ti, it forms TiN and reduces the solute N in the steel. It is an important element that not only restores plastic deformability but also acts on dispersion strengthening and imparts high strength and uniform elongation to steel. To do so, it is necessary to disperse TiN with an average particle size of more than 1 / m in the mother ground at a rate of 0.0008 to 0.015% by weight, and the amount of Ti for that purpose is effective in the range of 0.003 to 0.050%. is there. If the average particle size of TiN is less than 1 m, dispersion strengthening is not performed sufficiently.
  • N should be at least 0.0050%, preferably 0.0080% or more, but if it exceeds 0.0150%, the strength is too high and the uniform elongation is reduced, so the upper limit was made 0.0150%.
  • A1 in advance and deoxidize before adding Ti.
  • Ti is added to the steel of the present invention for the above reasons, but a preferable range is 0.01 to 0.03%.
  • the amount of this Ceq. Is specified in relation to strength and weldability and is less than 0.10% If it exceeds 0.45%, high strength can be obtained, but weldability is impaired. Therefore, limit Ceq. To the range of 0.10 to 0.45%.
  • Si 0.01 to 0.7%
  • Mn 0.1 to 2.0%
  • Ni 0.05 to 1.0%
  • Cr 0.05 to 1.0%
  • Mo 0.02 to 0.5%
  • V 0.005 to It can contain at least one selected from the group of 0.2%.
  • the content is set to 0.025% or less and P + S ⁇ 0.04%, respectively.
  • Cu 0.05-1.0%
  • Nb 0.005-0.05%
  • Al 0.001-0.1%
  • B 0.0005-0.0020%
  • Ca 0.0005-0.0070%
  • REM Lanthanide series rare earths containing Y: At least one selected from the group of 0.001 to 0.050% can be contained.
  • the slab of low alloy steel adjusted to the above composition range is heated to 1000 to 1300 ° C for hot rolling and rolled, and rolling is completed at a temperature not lower than the Ar 3 transformation point, and 500 or more. Either air-cooled from the above temperature to obtain a thick plate, or rolled at 500 ° C or higher and air-cooled to obtain a hot-rolled steel strip.
  • the lower limit of the heating temperature for hot rolling was set to 1000 ° C because, depending on the thickness of the steel sheet, the ferrite was strongly worked when the rolling end temperature was below the Ar 3 transformation point, and the dislocation density in the base metal This is to prevent the strength from increasing and the plastic deformability to be impaired, but when the temperature exceeds 1300 ° C, The upper limit is 1300 ° C because the product yield is significantly reduced due to oxidation of the product. The reason why the rolling end temperature is equal to or higher than the Ar 3 transformation point is also described above.
  • the starting temperature of air cooling after rolling and the winding temperature are also set to a high temperature of 500 ° C or more in order to avoid unnecessary increase in the strength of the steel sheet.
  • ⁇ having an average grain size of more than 1 m is finely dispersed and precipitated in the matrix at a ratio of 0.0008 to 0.015%, and as shown in FIG. Fine-grained ferrite toeperite (including some payites) containing 5% to 20% of the fine phase at a rate. Because having such a steel structure, the steel sheet of the present invention can be tensile strength with its excellent uniform elongation after cold working to obtain a high strength of 34 ⁇ SZkgfZmm 2.
  • Fig. 1 (A) is a photomicrograph (400x) of the square section of a square steel pipe (MID) of the inventive steel T-12
  • Fig. 1 (B) is a microstructure of the metal structure of the comparative steel S-2. Show. In the steel of the present invention shown in Fig.
  • Fig. 1 shows the relationship between the tensile strength and the uniform elongation of the steel of the present invention and the comparative steel, focusing on the results in Table 4.
  • the steels of the present invention (C-14, C-16, T-1, T-12, T-3, T-4) are stronger than the comparative steels. Despite its high degree, it maintains a large uniform elongation even after cold working. This is clearly shown in Fig. 2, which shows the relationship between the uniform elongation and strength after cold forming into a square steel pipe on an actual production line using the hot-rolled steel sheets of the present invention steel and the comparative steels and their materials as raw materials. Understood.
  • Ceq. (WES) C + Si, 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14
  • Ratio C-1 A 5.7 31.1 43.0 42.0 22.2
  • Step (ram) (kgfZ ⁇ 2) (kgf / image 2) ⁇ %)
  • the present invention specifies the components in steel, forms a relatively large TiN, gives dispersion strengthening ability, and generates an effective pearlite phase in steel, thereby improving the normal productivity. even after having conducted a cold forming without lowering the tensile strength uniform elongation is excellent.
  • 34 to 62KgfZ hide 2 Can produce a high-strength hot-rolled steel sheet having This high-strength hot-rolled steel sheet is extremely useful as a steel material for general and welded structures, particularly as a material for round and square steel pipes, shaped steel or sheet piles for civil engineering,

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Description

明 細 書
ノ 冷間加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は冷間加工後の一様伸びが優れ、 かつ引張強度が高い一般 および溶接構造用の熱延鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術
近年、 構造用熱延鋼板の品質および製造技術が著しく進展すると ともに、 特に建築および土木分野において耐震設計の観点から塑性 変形能の優れた鋼材に対する需要が増大し、 鋼板に対して高強度、 低降伏比、 高い一様伸びが要求されている。
これに対してたとえば特開昭 57- 16118号公報には C量を 0.26〜 0.48%まで高めた低降伏比油井用電縫鋼管の製造方法、 特開昭 57 - 16119号公報には C量を 0.10〜0.20%とした低降伏比高張力電縫鋼 管の製造方法が開示されているが、 これらはいずれも低降伏比の熱 延鋼板を製造し、 次に冷間成形において加工硬化量が大き くならな いように歪み量を制限して加工する熱処理不要な電縫鋼管の製造方 法であり、 さらに、 特開平 4 一 176818号公報には歪みのないフェラ ィ トとパ一ライ トニ相組織を熱間加工後の冷却速度規制と熱処理と によって得る酎震特性に優れた鋼管または角管の製造方法などが提 案されている。 しかしながら、 いずれも生産性を著しく低下させる うえに、 前者は溶接性を著しく損ねるなど産業界の要望に必ずしも 応えているとは言えないのが現状である。
その他、 特開平 4 - 48048 号公報には鋼の母地中に 0.5 111以下 の （Ti, Nb)(0, N) 複合結晶相を有した酸化物系介在物を、 特開 平 4一 99248 号公報には鋼の母地中に 1 〃m以下の T i (〇， N ) 複 合結晶相を有した酸化物系介在物を、 それぞれ分散させて溶接熱影 響部の靭性の改善を図る技術が開示されているが、 分散相も、 その 目的も本発明とは本質的に別異なる技術である。
一般に、 高強度鋼になるほど降伏比は高く延性は低下し、 したが つて一様伸びも低下する。 特に、 丸および角形鋼管、 形鐧、 シー ト パイルなどに冷間成形した後では加工歪みによる加工硬化の影響に より一様伸びが著しく低下してしまう。
本発明は、 このような問題を解決するものであって、 丸形および 角形鋼管、 形鋼ゃシ一 トパイルなどに生産性を低下させない通常の 冷間成形した後でも、 一様伸びが優れ、 かつ引張強度が高い（34kgf 隨 2 以上） 熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的と する。 発明の開示
本発明者らは、 上記目的を達成すべく、 鋼の化学成分、 結晶組織 と得られる機械的性質との関係、 さらに冷間成形後の機械的性質と 素材のそれとの関係などを詳細に調査研究した。 その結果、 一般お よび溶接構造用鋼、 特に建築土木用に最も多く使用されている引張 強度 34〜 62kgfZ關 2 級の熱延鋼板では、 熱延ままの引張強度と一 様伸びとの間の相関関係 （引張強度が上昇すると一様伸びが低下す る） と冷間成形後のそれらの相関関係とがほぼ一致し同じ曲線で近 似できること、 鋼中の Nを増加していく と素材も冷間加工後の材料 も強度が上昇し一様伸びが低下するが、 さらに Tiを添加すると一様 伸びが回復するとともに上記相関関係から外れ、 高強度であっても 高い一様伸びが得られることを知見した。
か、 る知見を第 2図に基づいてさらに説明する。 第 2図は第 1表に示した鋼種 S— 1 (比較例） 、 S— 2 (比較例） および T— 1， T - 2 (本発明例） を用い、 鋼種 S— 1 および T— 1， T一 2は第 2表で示す製造工程 B、 S— 2は製造工程 Cによつ て製造した熱延ままの鋼材と角形鋼管に冷間加工した鋼材の TS (kgf/mm2) (引張強度） と Elu(%) (—様伸び） との関係を示した図 である。 鋼種 S— 1 は Ti, Nとも本発明の下限未満であり、 鋼種 S - 2は Nが本発明の範囲内であるが Tiが低く本発明の下限未満であ る。 製造工程 Cは圧延終了温度が Ar3変態点未満の低い温度の場合 の例である。
第 2図において、 鋼種 S— 1の場合の TSと Eluとの関係は熱延ま まの鋼板の場合には高い TSと Eluを示すが、 角形鋼管の場合は TSが 高くなるにつれ Eluが急激に低下している。
鐧種 S— 2の場合はさらに顕著で、 熱延ままの鋼板の場合、 TSが 低いときには Eluが高い例もあるが TSが高くなると Eluは 10%以下 に落ち、 これを角形鋼管に冷間加工したときはほとんどが 10%以下 となり、 TSが高くなるにつれ Eluがさらに低下する。
すなわち、 鋼種 S— 1， S— 2の場合、 冷間加工後の Eluは TSが 高くなるにつれ急激に低下する傾向を示している。
一方、 鋼種 T一 し T— 2の場合には、 熱延ままの鋼板の Eluは TSが高くなつてもほとんど低下せず、 これに冷間加工を施しても E luはや、低下する程度で TSの増加の影響をほとんど受けない。
すなわち、 Nと Tiを適当量添加した本発明鐧は冷間加工を施した 後でも、 引張強度が増加しても一様伸びはほとんど低下しない。 特 に TSが略 47kgfZ誦 2 以上の場合に本発明の効果を顕著に発揮する こ とができる。 このように本発明鋼は一般および溶接構造用鋼とし て優れた特性を有するのである。
本発明はこれらの知見に基づいて構成したもので、 その要旨は、 C ： 0.040〜0.25%、 N ： 0.0050—0.0150%, Ti ： 0· 003〜 0.050 %を含有し、 母地中に粒径が 1 mを超える TiNが 0.0008〜 0.015 %の割合で分散すると共に、 Ceq. (WBS) を 0.10〜0· 45%としたこ と、 および前記成分を含む鋼片を熱間圧延のため 1000〜 1300°Cに加熱し 圧延し、 Ar3変態点以上の温度で圧延を終了し、 500°C以上の温度 から空冷するか、 あるいは巻取り温度 500°C以上で巻取ったあと空 冷して、 鋼組織中のパ一ライ ト相を面積分率で 5〜20%とすること を特徵とする冷間成形後の一様伸びの優れた引張強度 34〜 62 kgfZ匪2 の高強度熱延鋼板およびその製造方法にある。 図面の簡単な説明
第 1 図 （A) は本発明鋼 （第 4表 No. T— 2 (MID部） の鋼でパー ライ ト相を 15.2%含む） の角形鋼管平面部の金属組織を示す 400倍 拡大顕微鏡写真である。
第 1 図 （ B ) は比較鋼 （第 4表 No. S - 2 (厚さ （ t ) =3.2mm) の鋼でパーライ ト相を 4 %含む） の角形鋼管平面部の金属組織を示 す 400倍拡大顕微鏡写真である。
第 2図は第 4表の各種熱延鋼板および角形鋼管における引張強度 と一様伸びの関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明について詳細に説明する。
本発明においては先ず、 転炉、 電気炉などの溶解炉で溶製された 溶鋼を、 連続铸造または造塊 · 分塊工程を経て鋼片に製造する通常 の鋼片製造工程により、 C : 0.040〜0.25%、 N ： 0.0050〜0.0150 % Ti ： 0.003〜 0.050%を含み、 かつ炭素当量（Ceq. )が 0.10〜 0.45%の範囲にあり、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる低合金 鋼片を製造する。
本発明において、 鋼中の成分を上記のように特定するのは、 以下 の理由による。
Cは、 鋼の強度および鋼組織中のパーライ ト相の量を決定する上 で重要な成分である。 引張強度が 34kgf 讓 2 以上の熱延鋼板で鐧 組織中のパーライ ト相が面積分率で 5 %より も少ないと冷間成形後 の一様伸びが著しく低下する。 これはパーライ トが強度を負担しフ エライ トの転位密度の上昇を防いでその塑性変形能を保つからで、 このような鋼組織を得るためには C量を 0.04%以上にする必要があ る。 しかし、 0.25%を超えると溶接性を損なうので上限を 0.25%と した。
Nは、 鋼中に添加されフニライ ト地中に固溶して鋼の強度を上昇 させ塑性変形能を低下させるが、 Tiとともに添加すると TiNを形成 し、 鋼中の固溶 Nを低減して塑性変形能を回復させるだけでなく、 分散強化に働き高強度で一様伸びの大きい特性を鋼に付与する重要 な元素である。 それには粒径の平均が 1 /mを超える TiNを重量で 0.0008〜 0.015%の割合で母地中に分散させることが必要であり、 そのための Tiの量は 0.003〜 0.050%の範囲が有効である。 TiNの 粒'径の平均が 1 m以下では分散強化が十分に行われない。
また、 Nは少なくても 0.0050%、 好ましく は 0.0080%以上は必要 であるが、 0.0150%を超えると強化が過ぎてかえって一様伸びを低 下させるので上限を 0.0150%とした。 尚、 上記 TiNを鋼中に有効に 形成させるためには、 Ti添加前にあらかじめ A1を添加して脱酸して おく ことが好ましい。
Tiは上記の理由で本発明鋼に添加されるが、 好ま しい範囲を 0.01 〜0.03%とする。
炭素当量 （Ceq.) は下記式（WES式に基づく） によって求める。 Ceq. = C + Si/24 + Mn/ 6 +Ni/40+ Cr/ 5 +Mo/ 4 + V/14 この Ceq.の量は強度や溶接性に関連して特定するもので、 0.10% 未満では強度が確保できず、 また 0.45%超では高い強度は得られる ものの溶接性を損う。 したがつて Ceq.を 0.10〜0.45%の範囲に限定 する。
強度や靭性を向上させる有効な成分として、 Si : 0.01〜 0.7%、 Mn： 0.1〜 2.0%、 Ni : 0.05〜 1.0%、 Cr： 0.05〜 1.0%、 Mo : 0.02〜 0.5%および V ： 0.005〜 0.2%のグループから選ばれた少 く とも 1種を含有することができる。
この他、 鋼片中に含まれる Pおよび Sは、 靭性、 溶接性などを低 下させる有害な不純物成分であるので、 それぞれ 0.025%以下、 P + S ≤ 0.04%とする。
さらに、 強度や靭性を向上させる有効な成分として、 Cu : 0.05〜 1.0%、 Nb : 0.005〜0.05%、 Al ： 0.001〜 0.1 %、 B ： 0.0005〜 0.0020%、 Ca： 0.0005〜0.0070%、 REM ( Yを含むランタニ ド系列 の希土類） ： 0.001〜 0.050%のグループから選ばれた少く とも 1 種を含有させることができる。
上記のような成分範囲に調整された低合金鋼の鋼片を、 熱間圧延 のため 1000〜 1300°Cに加熱し圧延し、 Ar3変態点以上の温度で圧延 を終了し、 500て以上の温度から空冷して厚板を得るか、 あるいは 巻取り温度 500°C以上で巻取り空冷して熱延鋼帯を得る。
熱間圧延のための加熱温度の下限を 1000°Cとしたのは、 鋼板の板 厚によっては圧延終了温度が Ar3変態点以下になつてフェライ トが 強加工され、 母地中の転位密度が高くなって強度が上昇し塑性変形 能が損なわれるのを防止するためであるが、 1300°Cを超えると鋼片 の酸化による製品歩留の低下が著しくなるので 1300°Cを上限とする。 圧延終了温度を Ar3変態点以上とするのも上記理由による。 また、 圧延後の空冷の開始温度や巻取り温度についても鋼板の強度の不要 な上昇を避けるためで 500°C以上の高温とする。
本発明にしたがって製造された鋼板は、 粒径の平均値が 1 m超 の ΠΝが 0.0008〜 0.015%の割合で母地中に微細分散析出し、 第 1 図 （A) に示すように面積分率で 5〜20%のパ一ライ ト相を含む細 粒フェライ トーパーライ ト （一部ペイナイ トを含む） 組織を呈する。 このような鋼組織を有するので、 本発明の鋼板は冷間加工後の一様 伸びが優れているとともに引張強度が 34〜 SZkgfZmm2 の高強度を 得ることができる。 実施例
次に本発明の実施例を説明する。
第 1表に示す化学成分組成の Ti一 N含有鋼片を比較鋼とともに板 厚 3.0mm〜22.2mmに熱延し、 鋼板の機械的性質を調査した。 第 2表 に製造工程を、 第 3表は熱延ままおよび 10%歪み加工後のそれぞれ の特性を、 第 4表および第 5表には熱延ままおよび角形鋼管成形後 の各部位における特性を調査した結果を示す。 また、 第 1 図 （A) は本発明鋼 T一 2の角形鋼管平面部（MID) の、 また第 1 図 （ B) は 比較鋼 S— 2の金属組織の光学顕微鏡写真（400倍） を示す。 第 1 図 ( A) の本発明鋼においては、 パーライ ト相はほぼ 15.2% (面積率） であるに対して、 第 1 図 （ B) の比較鋼では 4 %程度と極めて少な いことがわかる。 第 2図には第 4表の結果を中心に本発明鋼と比較 鋼の引張強度と一様伸びの関係を比較して示す。
これらの結果から明らかなように本発明鋼 （ C一 4， C一 6， T — 1， T一 2 , T - 3 , T— 4 ) はそれぞれの比較鋼と比べて、 強 度が高いにもかかわらず特に冷間加工後も大きな一様伸びを保持し ている。 このことは、 本発明鋼および比較鋼の熱延鋼板とその鐧扳 を素材として実際の生産ラインで角形鋼管に冷間成形した後の一様 伸びと強度との関係をみた第 2図によってよく理解される。
第 1 表
(wt%) 鋼種 C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo V Al Ti N Ceq. 比 C— 1 16 ,05 .45 009 .007 11 .02 一 .025 0027 .26 比 C— 2 16 .05 .45 009 .017 11 .03 一 .030 0034 .26 比 C— 3 15 .05 .44 010 .016 07 .02 ― .026 0071 .24 本 C一 4 15 .05 .45 010 .017 07 .02 ― .027 015 0071 .24 比 C一 5 08 ,07 .31 012 .017 20 59 06 .10 .01 .027 001 0058 .19 本 C一 6 08 ,08 .28 010 .016 21 60 05 .11 .01 .012 012 0092 .18 比 C— 7 08 .07 .30 010 .017 20 57 05 .09 .01 .023 011 0167 .18 比 S— 1 14 ,01 .46 013 .003 ― .032 0015 .22 比 S - 2 12 ,09 .29 016 .022 ― .05 ― .005 .038 001 0074 .18 比 S - 3 15 ,39 1.40 012 .013 — ,05 ― ― .033 0040 .41 比 S - 4 06 ,04 .33 009 .010 ― .03 ― 一 .034 0110 .12 本 T— 1 15 09 .27 014 .019 ― .05 ― .006 .039 016 0111 .21 本 T— 2 17 09 .28 Oil .015 — .06 ― .007 .030 021 0110 .23 本 T— 3 15 38 1.39 013 .013 — · 06 — 一 .031 022 0100 .41 本 T— 4 05 05 .39 010 .010 — · 06 — ― .031 027 0090 .13
(注） 本：本発明鋼 比：比較鋼
Ceq. (WES) = C+Si, 24+Mn/ 6 +Ni/40 + Cr/ 5 +Mo/ 4 +V/14
各成分含有量の 1 が 0の場合は 0を省略
第 2 表 製造 鐧片加熱 圧延終了 鋼板巻取り 空冷開始 温度 C) 温度 CC) 温度 (°C) 温度 (°C) 本 A 1200 950 680
本 B 1230 880 630
比 C 1230 79( 490
本 D 1180 900 700
(注） 本 ： 本発明鋼 比 ： 比較鋼
※ ： Ar3変態点未満
第 3 表 ¾t †M1¥ 降 引 伸び 一樹申び
YSL TS El Elu 備 考 工程 （画） (kgf/imi2)(kgf/nm2) (%) (%)
比 C一 1 A 5.7 31.1 43.0 42.0 22.2 まま
5.4 48.5 48.5 28.0 7.2 讓歪み加工 比 C一 2 A 5.7 29.2 43.7 43.5 21.6 まま
5.4 49.3 49.8 26.0 5.2 讓歪み加工 比 C— 3 A 5.7 31.2 44.8 40.5 21.0 まま
5.4 52.1 52.8 23.0 2.0 讓歪み加工 本 C- 4 A 5.7 32.6 46.0 44.0 20.0 まま
5.4 52.6 53.3 31.0 9.0 10%歪み加工 比 C— 5 A 8.5 245 346 47.0 22.8 t ^ま
6.9 42.4 43.3 21.0 1.2 丽歪み加工 本じ— 6 A 8.7 25.0 35.4 45.5 22.0 ,まま
6.9 43.5 46.3 26.0 6.4 丽歪み加工 比 C一 7 C 8.5 41.5 48.8 34.0 17.5 まま
6.9 57.0 57.8 20.1 1.4 讓歪み加工
(注）本：本発明鋼 比： J »
引^ は JIS Z 2201
Figure imgf000013_0001
第 4 表
膨 引弓墜 伸び Hfi申び
YSL TS El Elu 備 考 工程 (imO (kgf/nm2)(kgf/nin2) (%) {%)
比 s- 1 B 3.2 31.3 45.3 39.0 19.2 まま
3.3 45.0 47.8 33.2 11.6 角灘管 部
B 3.2 31.8 45.9 39.2 18.8 ,まま
3.2 38.4 46.3 36.0 17.3
B 6.0 31.9 447 40.6 19.7 まま
6.1 40.4 45.3 37.0 14.5 角形 wffi部 比 s - 2 C 3.2 340 446 348 16.3 »まま
3.2 48.1 51.5 20.4 4.0 角删^ 部
C 6.0 39.8 48.1 29.0 9.8 まま
6.0 46.3 50.8 23.6 49 角删！ 部
C 5.7 31.7 442 38.0 18.7 l ^まま
5.8 43.2 48.7 29.0 5.5 m ^ 本 τ- 1 B 3.0 3a 1 45.3 39.5 19.5 まま (T0P)
3.1 38.7 46.8 36.0 16.6 角 ^s w部 (TOP)
B 3.0 30.3 46.4 40.0 20.0 まま (MID)
3.1 38.1 47.1 36.5 17.0 (MID)
B 3.1 344 51.2 340 17.5 まま (BOT)
3.1 42.8 51.8 31.0 13.6 角^^ ¥ffi部 (BOT) 本 τ一 2 B 3.0 34.7 48.9 40.0 19.8 まま (TOP)
3.1 38.4 48.2 35.0 16.0 (TOP)
B 3.0 30.9 47.3 37.0 19.4 まま (MID)
3.1 38.8 48.1 35.0 16.2 角删 部 (MID)
B 3.1 33.3 52.9 35.0 17.6 まま (BOT)
3.1 39.4 49.0 35.0 16.0 角形鋼 ^t^Fffi部 (BOT)
B 3.1 60.8 67.4 33.0 12.0 角删管コーナ- -部 (露）
3.1 59.3 66.5 35.0 12.3 角删管コーナ- -部 (BOT)
(注）本：本発明鋼 比： Jt^l 弓 l^^t"は JIS Z 22015号及びコーナー部のみ 12B^^jt¾ffl 第 5 表 o.2% 引^^ 伸び 儒び
0.2PS TS El Elu 備
工程 (ram) (kgfZ謹2) (kgf/画2) {%)
比 S— 3 D 22.2 36.0 549 28.4 20.0 誕まま
22.0 38.1 56.0 247 16.6 角形 ftTO部
22.1 57.1 66.2 15.0 5.2 角形鋼管コーナー部 比 S— 4 C 9.0 30.0 43.0 40.0 17.5 艇まま
9.1 38.2 45.8 35.0 9.5 角形鋼管 ¥ 部
9.0 48.9 541 26.0 42 角形鋼管コーナー部 本 T— 3 D 22.1 36.2 55.1 29.0 21.3 艇まま
22.0 38.5 56.2 27.1 18.7 角删 f^Fffi部
22.0 57,3 66.3 20.6 12.7 角形鋼管コーナー部 本 T—4 B 8.9 29.3 45.0 38.5 20.5 艇まま
9.0 34.2 45.3 38.0 19.6 角扁^ 部
9.0 50.3 56.5 36.0 16.0 角形騰コーナー部
(注）本：本発明鋼 比： Jtg^l
S-3, T一 3 ： 350iimX350nm角 管、 引^^ tは全て JIS Z 2201 1B
S— 4, T-4 ： 250nmx250nm角? Wfゝ 引^^ は全て JIS Z 22015
産業上の利用可能性
以上のように、 本発明は、 鋼中の成分を特定し、 比較的大きな TiN を形成させて分散強化能をもたせ、 鋼中に有効なパーライ ト相を生 成させることにより、 通常の生産性を低下させない冷間成形を行つ た後でも、 一様伸びが極めて優れている引張強さ 34〜 62kgfZ隱 2 を有する高強度熱延鋼板を製造できる。 この高強度熱延鋼板は、 一 般および溶接構造用鋼材として、 特に土木建築用の丸形、 角形の鋼 管、 形鋼あるいはシー トパイルなどの素材として極めて有用である,

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 重量で C ： 0.04〜0.25%、 N ： 0.0050〜0.0150%、 および Ti 0.003〜 0.050%を含有し、 かつ下記式で求められる炭素当量 (Ceq. ) が 0.10〜0.45%の鋼であって、 かつパーライ ト相が面積分 率で 5〜20%の範囲にあり、 さらに鋼中に粒径の平均が 1 〃 m超の TiNが重量で 0.0008〜 0.015%の割合で分散していることを特徴と する冷間加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板。
Ceq. = C +Si/24 + n/ 6 +Ni/40+Cr/ 5 +Mo/ 4 + V/14
2. 引張強度が 34〜 62kgfZmm2 の範囲にある請求の範囲 1項記 載の高強度熱延鋼板。
3. 重量で Si ： 0.01〜 0.7%、 Mn： 0.1〜 2.0%、 Ni ： 0.05〜 1.0%、 Cr： 0.05〜 1.0%、 Mo： 0.02〜 0.5%および V ： 0.005〜 0.2%のグループから選ばれた成分の少く とも 1 種を含有する請求 の範囲 1 項記載の高強度熱延鋼板。
4. さらに重量で、 Cu : 0.05〜 1.0%， Nb： 0.005〜0.05%, A1： 0.001〜 0.1%, B ： 0.0005〜0.0020%, Ca： 0.0005〜0.0070 %および REM : 0.001〜 0.050%のグループから選ばれた成分の少 く とも 1種を含有する請求の範囲 1項記載の高強度熱延鋼板。
5. 鋼板中の Pおよび Sをそれぞれ 0.025重量％以下に規制する とともに P + S≤0.04%とする請求の範囲 1項記載の高強度熱延鋼 板。
6. 重量で C ： 0.04〜0.25%、 N ： 0.0050〜0.0150%および Ti ： 0.003〜 0.050%を含有し、 かつ炭素当量 （Ceq. ) が 0.10〜0.45% の範囲にある鐧片を 1000〜1300°Cの温度範囲に加熱し、 該加熱鋼片 を圧延して Ar 3変態点以上の温度で圧延を終了し、 次いで 500°C以 上の温度から空冷することを特徴とする冷間加工後の一様伸びの優 れた高強度熱延鋼板の製造方法。
7 . 500°C以上の温度から空冷して厚板を製造する請求の範囲 6 項記載の製造方法。
8 . 500°C以上の温度から巻取り、 空冷して鋼帯を製造する請求 の範囲 6項記載の製造方法。
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