JP2708540B2 - フェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
フェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法Info
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- JP2708540B2 JP2708540B2 JP1086792A JP8679289A JP2708540B2 JP 2708540 B2 JP2708540 B2 JP 2708540B2 JP 1086792 A JP1086792 A JP 1086792A JP 8679289 A JP8679289 A JP 8679289A JP 2708540 B2 JP2708540 B2 JP 2708540B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、直接焼入れ−焼もどし処理による厚鋼板の
製造方法に係り、特に、引張強さ60kgf/mm2以上の一般
用途の高強度鋼板の製造方法に関するものである。
製造方法に係り、特に、引張強さ60kgf/mm2以上の一般
用途の高強度鋼板の製造方法に関するものである。
＜従来の技術＞ 直接焼入れ−焼もどし処理により製造された鋼材は、
通常の再加熱焼入れ−焼もどし処理により製造した鋼材
に比べて、オーステナイト中に十分添加元素が固溶し、
かつ均質化され、オーステナイト粒も大きいため焼入れ
性が向上し、高強度が得られやすいことが知られてい
る。
通常の再加熱焼入れ−焼もどし処理により製造した鋼材
に比べて、オーステナイト中に十分添加元素が固溶し、
かつ均質化され、オーステナイト粒も大きいため焼入れ
性が向上し、高強度が得られやすいことが知られてい
る。
そしてこの直接焼入れ−焼もどし処理での圧延仕上げ
温度は、特開昭61−23715号公報や特開昭61−48517号公
報にみられるように一般にAr3点以上の高温が選定され
る。すなわち、圧延仕上げ温度がAr3点温度以下になっ
た場合、軟質のフェライトが析出して鋼板強度の低下が
生ずるため好ましくないと一般に考えられているからで
ある。
温度は、特開昭61−23715号公報や特開昭61−48517号公
報にみられるように一般にAr3点以上の高温が選定され
る。すなわち、圧延仕上げ温度がAr3点温度以下になっ
た場合、軟質のフェライトが析出して鋼板強度の低下が
生ずるため好ましくないと一般に考えられているからで
ある。
しかし、ここで圧延仕上げ温度を高温とした場合、鋼
板のオーステナイト粒は粗大であり、再加熱焼入れ−焼
もどし処理材に比べて靱性面が不利となる。そこで、こ
の改善を目的に、例えば特公昭61−60891号公報にみら
れるように、成分系，再結晶域や未再結晶域での圧延な
どに種々の工夫がなされている。
板のオーステナイト粒は粗大であり、再加熱焼入れ−焼
もどし処理材に比べて靱性面が不利となる。そこで、こ
の改善を目的に、例えば特公昭61−60891号公報にみら
れるように、成分系，再結晶域や未再結晶域での圧延な
どに種々の工夫がなされている。
しかしながら、上述の技術は、比較的高成分系におい
て加熱温度や圧延条件を厳密にコントロールしたもので
あり、高度の制御技術が要求されると同時に経済性も損
なわれる。加えて、比較的薄肉の鋼板製造においては、
圧延中の温度低下があり、高温圧延仕上げ温度の確保に
多大の設備投資や圧延の配慮が必要であり、また確保で
きた場合でも焼入れ冷却速度の変化で鋼板強度が著しく
変わるため、所定の特性の鋼板を安定して大量に製造す
ることは困難であった。
て加熱温度や圧延条件を厳密にコントロールしたもので
あり、高度の制御技術が要求されると同時に経済性も損
なわれる。加えて、比較的薄肉の鋼板製造においては、
圧延中の温度低下があり、高温圧延仕上げ温度の確保に
多大の設備投資や圧延の配慮が必要であり、また確保で
きた場合でも焼入れ冷却速度の変化で鋼板強度が著しく
変わるため、所定の特性の鋼板を安定して大量に製造す
ることは困難であった。
また一方で、フェライト析出に着目した技術が特開昭
52−59017号公報や特開昭55−41927号公報に開陳されて
いる。ここで前者は薄鋼板を急冷し、マルテンサイト組
織に５〜20％の微量フェライトを混合させ破壊伝播停止
特性の向上をはかったものであり、後者は圧延仕上げ温
度Ar3点以上とした薄肉鋼板を空冷し、フェライトが５
〜60％析出した時点で急冷し、良加工性の薄肉鋼板を製
造するものである。両技術とも冷却速度のかなり早い薄
肉鋼板の焼入れを対象としたものであり、また主強化機
構はマルテンサイト変態強化によっており、その故フェ
ライト析出量に上限を設けている。
52−59017号公報や特開昭55−41927号公報に開陳されて
いる。ここで前者は薄鋼板を急冷し、マルテンサイト組
織に５〜20％の微量フェライトを混合させ破壊伝播停止
特性の向上をはかったものであり、後者は圧延仕上げ温
度Ar3点以上とした薄肉鋼板を空冷し、フェライトが５
〜60％析出した時点で急冷し、良加工性の薄肉鋼板を製
造するものである。両技術とも冷却速度のかなり早い薄
肉鋼板の焼入れを対象としたものであり、また主強化機
構はマルテンサイト変態強化によっており、その故フェ
ライト析出量に上限を設けている。
しかしながら、これらの技術によっても前述したよう
に、冷却速度の変化に伴い鋼板の引張特性が大いに変動
することが予想され、やはり大量，安定製造に困難さが
残る。
に、冷却速度の変化に伴い鋼板の引張特性が大いに変動
することが予想され、やはり大量，安定製造に困難さが
残る。
＜発明が解決しようとする課題＞ 本発明は、製造条件が比較的容易で、かつ低コストな
成分系で焼入れ冷却速度による強度変化の少ない引張強
さ60kgf/mm2以上の高強度鋼板の製造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
成分系で焼入れ冷却速度による強度変化の少ない引張強
さ60kgf/mm2以上の高強度鋼板の製造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
＜課題を解決するための手段＞ 本発明に至ったヒント，要件は以下の通りである。
引張強さ60kgf/mm2級鋼板においては、組織的にフ
ェライト＋ベイナイト（又はマルテンサイト）混合で十
分所望する強度が得られ、またフェライト析出で組織が
微細化し低温靱性も改善されることが期待できる。
ェライト＋ベイナイト（又はマルテンサイト）混合で十
分所望する強度が得られ、またフェライト析出で組織が
微細化し低温靱性も改善されることが期待できる。
フェライト＋ベイナイト（又はマルテンサイト）混
合組織鋼板の強度は、 σT.S.＝σＦ・fF＋σＢ・（１−fF） の混合則で説明可能である。ここでσT.S.は鋼板の引張
強さ，σＦはフェライトの引張強さ,fFはフェライト相
の面積率，σＢはフェライト以外の第２相の引張強さを
示す。そのため、一般には軟質のフェライト相の多量析
出でσT.S.はσＦに近づき鋼板の引張り強さは低下する
ことが推定できるものの、σＦとσＢを上昇させればfF
が大きくても所定の強度を確保できることが予想され
る。
合組織鋼板の強度は、 σT.S.＝σＦ・fF＋σＢ・（１−fF） の混合則で説明可能である。ここでσT.S.は鋼板の引張
強さ，σＦはフェライトの引張強さ,fFはフェライト相
の面積率，σＢはフェライト以外の第２相の引張強さを
示す。そのため、一般には軟質のフェライト相の多量析
出でσT.S.はσＦに近づき鋼板の引張り強さは低下する
ことが推定できるものの、σＦとσＢを上昇させればfF
が大きくても所定の強度を確保できることが予想され
る。
上記σＦの上昇は、圧延歪の蓄積で、またσＢの上
昇はＣの濃縮で達成可能である。
昇はＣの濃縮で達成可能である。
フェライト＋ベイナイト（又はマルテンサイト）混
合組織鋼板の引張強さは、焼入れ冷却速度によって大き
な変化を受けにくい。
合組織鋼板の引張強さは、焼入れ冷却速度によって大き
な変化を受けにくい。
以上のヒントに基づき、本発明者らは、フェライトの
加工硬化および析出量の制御に着目した低温での圧延実
験と、第２相のσＢを高めるＣの最適量などについて詳
細に検討し本発明に至った。
加工硬化および析出量の制御に着目した低温での圧延実
験と、第２相のσＢを高めるＣの最適量などについて詳
細に検討し本発明に至った。
すなわち、本発明は、重量％で、C:0.06〜0.25％,Si:
0.05〜0.50％,Mn:0.60〜2.50％,Mo:0.03〜0.30％,Al:0.
010〜0.100％,P:0.015％以下を含み、さらに必要に応じ
てV:0.080％以下,Ni:1.5％以下,Cu:1.5％以下,Cr:1.0％
以下,Nb:0.100％以下,Ca:0.01％以下,REM:0.01％以下及
びTi:0.05％以下の１種又は２種以上を含み、残部Fe及
び不可避的不純物からなる鋼に熱間圧延を施し、（Ar3
−30）℃から圧延仕上げ温度の温度範囲で圧下率20〜40
％で圧延し、フェライト析出量を70％以上とした後、直
ちに１〜15℃/sの冷却速度で150℃以下の温度まで冷却
し、次いでAc1点以下の温度で焼もどすことを特徴とす
るフェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法で
ある。
0.05〜0.50％,Mn:0.60〜2.50％,Mo:0.03〜0.30％,Al:0.
010〜0.100％,P:0.015％以下を含み、さらに必要に応じ
てV:0.080％以下,Ni:1.5％以下,Cu:1.5％以下,Cr:1.0％
以下,Nb:0.100％以下,Ca:0.01％以下,REM:0.01％以下及
びTi:0.05％以下の１種又は２種以上を含み、残部Fe及
び不可避的不純物からなる鋼に熱間圧延を施し、（Ar3
−30）℃から圧延仕上げ温度の温度範囲で圧下率20〜40
％で圧延し、フェライト析出量を70％以上とした後、直
ちに１〜15℃/sの冷却速度で150℃以下の温度まで冷却
し、次いでAc1点以下の温度で焼もどすことを特徴とす
るフェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法で
ある。
＜作 用＞ 以下に、まず化学成分の限定理由を述べる。
Ｃは、フェライト以外の第２相の強度確保から0.06％
（重量％以下同じ）以上必要であるが、0.25％を超える
と母材の靱性および溶接性が低下するため0.06〜0.25％
の範囲とする。
（重量％以下同じ）以上必要であるが、0.25％を超える
と母材の靱性および溶接性が低下するため0.06〜0.25％
の範囲とする。
Mnは、フェライトに固溶しフェライトの硬さを上昇さ
せると共にAr2変態温度やMs点を下げ焼入れ性を高める
ため0.60％以上必要であるが、2.50％を超えると鋼板加
工性や溶接性が低下するため0.60〜2.50％の範囲とす
る。
せると共にAr2変態温度やMs点を下げ焼入れ性を高める
ため0.60％以上必要であるが、2.50％を超えると鋼板加
工性や溶接性が低下するため0.60〜2.50％の範囲とす
る。
Siは、製鋼時の脱酸剤として、またフェライトの固溶
強化による強度確保のため0.05％以上必要であるが、0.
50％を超えると鋼板および溶接部の靱性が劣化するため
0.05〜0.50％の範囲とする。
強化による強度確保のため0.05％以上必要であるが、0.
50％を超えると鋼板および溶接部の靱性が劣化するため
0.05〜0.50％の範囲とする。
Moは、高温圧延域におけるオーステナイト粒の整細粒
化に効果を有し、またパーライト変態を抑制し、かつAr
1変態点を低下する効果を有するため本発明に必須の元
素であるが、0.03％未満ではその効果がなく、また0.30
％を超えるとその効果が飽和するため、0.03〜0.30％の
範囲とする。
化に効果を有し、またパーライト変態を抑制し、かつAr
1変態点を低下する効果を有するため本発明に必須の元
素であるが、0.03％未満ではその効果がなく、また0.30
％を超えるとその効果が飽和するため、0.03〜0.30％の
範囲とする。
Alは、脱酸作用があり、0.010％以上必要であるが、
0.100％を超えると鋼板および溶接部靱性が劣化するた
め0.010〜0.100％の範囲とする。
0.100％を超えると鋼板および溶接部靱性が劣化するた
め0.010〜0.100％の範囲とする。
Ｐは、鋼板及び溶接部の靱性を劣化させ、また焼もど
し脆化を助長するため0.015％以下とする。
し脆化を助長するため0.015％以下とする。
さらに、上記成分に加えて、鋼はおよび溶接部の強
度，靱性の改善を目的とし、下記成分を１種又は２種以
上添加できる。
度，靱性の改善を目的とし、下記成分を１種又は２種以
上添加できる。
Ｖは、焼入れ性を向上し、かつ焼もどし軟化抵抗を増
大させると共にフェライトを硬化させる作用があるが、
0.08％を超えると溶接部の靱性が劣化するため0.08％以
下とする。
大させると共にフェライトを硬化させる作用があるが、
0.08％を超えると溶接部の靱性が劣化するため0.08％以
下とする。
Niは、鋼板及び溶接部の強度，靱性の向上に効果があ
るが、経済性の点から1.5％以下とする。
るが、経済性の点から1.5％以下とする。
Cuは、鋼板の強度上昇に効果があるが、多過ぎると熱
間加工性や溶接性が低下するため、その上限を1.5％と
する。
間加工性や溶接性が低下するため、その上限を1.5％と
する。
Crは、鋼板および溶接部の強度上昇に効果があるが、
多過ぎると溶接性の低下およびSR割れ感受性を高めるた
め、その上限を1.0％とする。
多過ぎると溶接性の低下およびSR割れ感受性を高めるた
め、その上限を1.0％とする。
Nbは、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長を
抑制し粒の微細化を容易にすると共に、未再結晶温度域
を拡大させ、圧延歪の蓄積を容易にし、また焼もどし軟
化抵抗をあげるため鋼板の強度確保に有効であるが、多
過ぎると溶接部の靱性が著しく劣化するため、その上限
を0.100％とする。
抑制し粒の微細化を容易にすると共に、未再結晶温度域
を拡大させ、圧延歪の蓄積を容易にし、また焼もどし軟
化抵抗をあげるため鋼板の強度確保に有効であるが、多
過ぎると溶接部の靱性が著しく劣化するため、その上限
を0.100％とする。
Caは、硫化物の形態制御効果をもち、異方性の軽減を
もたらすが、多過ぎると清浄度が低下するため、その上
限を0.01％とする。
もたらすが、多過ぎると清浄度が低下するため、その上
限を0.01％とする。
REMは、溶接部靱性の向上に効果を有するが、0.01％
を超えるとその効果が飽和するため、上限を0.01％とす
る。
を超えるとその効果が飽和するため、上限を0.01％とす
る。
Tiは、強度上昇と溶接部靱性の改善に効果を有する
が、多過ぎると効果が飽和し、かつ表面割れの恐れも生
じてくるため、その上限を0.05％とする。
が、多過ぎると効果が飽和し、かつ表面割れの恐れも生
じてくるため、その上限を0.05％とする。
次に、圧延条件の限定理由について述べる。
本発明の基本的特徴は、多量のフェライトを析出し、
かつ圧延歪によりそれらフェライトを硬化させると共
に、フェライト以外の第２相を硬化させることにある。
そのため、圧延後期においては、フェライトが析出し、
かつ圧延歪が解放されない温度域と圧延条件の選定が重
要となり、また成分的には第２相が十分硬化するに足る
Ｃ量の含有が必要となる。
かつ圧延歪によりそれらフェライトを硬化させると共
に、フェライト以外の第２相を硬化させることにある。
そのため、圧延後期においては、フェライトが析出し、
かつ圧延歪が解放されない温度域と圧延条件の選定が重
要となり、また成分的には第２相が十分硬化するに足る
Ｃ量の含有が必要となる。
（Ar3−30）℃から圧延仕上げ温度の温度範囲で圧下
率20〜40％で圧延し、フェライト析出量を70％以上とす
る。
率20〜40％で圧延し、フェライト析出量を70％以上とす
る。
ここで、圧延仕上げ温度が（Ar3−30）℃を超えると
フェライトの析出量が少なく、また加工歪の蓄積も少な
く所望する性能を満足できない。さらに、圧延仕上げ温
度は650℃以上とするのが好ましい。圧延仕上げ温度が6
50℃未満では圧延機への負担及び圧延効率の著しい阻害
を生じるため好ましくない。
フェライトの析出量が少なく、また加工歪の蓄積も少な
く所望する性能を満足できない。さらに、圧延仕上げ温
度は650℃以上とするのが好ましい。圧延仕上げ温度が6
50℃未満では圧延機への負担及び圧延効率の著しい阻害
を生じるため好ましくない。
また、かかる温度範囲での累積圧下率が20％未満では
フェライトの析出と圧延歪の蓄積が不十分であり、40％
を超えると圧延機の負担が著しく増大し、かつ材質の異
方性も顕著となるため、圧下率の範囲を20〜40％とす
る。
フェライトの析出と圧延歪の蓄積が不十分であり、40％
を超えると圧延機の負担が著しく増大し、かつ材質の異
方性も顕著となるため、圧下率の範囲を20〜40％とす
る。
またフェライト析出量が70％未満では、本発明成分範
囲内で第２相の硬化が不十分となり所望する強度が得ら
れないため、析出させるフェライト量を70％以上とす
る。
囲内で第２相の硬化が不十分となり所望する強度が得ら
れないため、析出させるフェライト量を70％以上とす
る。
次に一例として、0.10％Ｃ−0.25％Si−1.30％Mn−0.
012％Ｐ−0.12％Mo−0.032％Alを含む鋼を、本発明法で
製造した場合の各種焼入れ冷却速度におけるフェライト
析出量とその硬さ、第２相の硬さ及び鋼板の強度を900
℃高温仕上げ鋼板のそれらと比較し第１図に示す。
012％Ｐ−0.12％Mo−0.032％Alを含む鋼を、本発明法で
製造した場合の各種焼入れ冷却速度におけるフェライト
析出量とその硬さ、第２相の硬さ及び鋼板の強度を900
℃高温仕上げ鋼板のそれらと比較し第１図に示す。
図から本発明法によった場合、各冷却速度において比
較例に比べて析出フェライト量が増大しており、またフ
ェライトの硬さ、第２相の硬さともより硬化している。
鋼板の引張強さは、本発明法では各冷却速度でほぼ一定
して60kgf/mm2以上の値を有していることがわかる。こ
こで15℃/s超の急冷却速度域では、フェライト量が減少
するため、第２相の増加により靱性が劣化しやすく、強
度と靱性のバランスがくずれる。一方、15℃/s以下の緩
冷却速度域では第２相硬化が著しく鋼板の引張強さは高
い値を有したままで、しかも優れた靱性が得られる。
較例に比べて析出フェライト量が増大しており、またフ
ェライトの硬さ、第２相の硬さともより硬化している。
鋼板の引張強さは、本発明法では各冷却速度でほぼ一定
して60kgf/mm2以上の値を有していることがわかる。こ
こで15℃/s超の急冷却速度域では、フェライト量が減少
するため、第２相の増加により靱性が劣化しやすく、強
度と靱性のバランスがくずれる。一方、15℃/s以下の緩
冷却速度域では第２相硬化が著しく鋼板の引張強さは高
い値を有したままで、しかも優れた靱性が得られる。
また冷却速度が１℃/s未満の遅い冷却では強度の低下
が著しい。従って、冷却速度１〜15℃/sの範囲で靱性に
優れ、鋼板引張強さ60kgf/mm2以上を安定的に確保でき
る。冷却は、第２相を完全に焼入れる150℃以下まで行
い、その後第２相の靱性回復および鋼板の強度調整のた
め、Ac1点以下の温度で焼もどし処理を行う。
が著しい。従って、冷却速度１〜15℃/sの範囲で靱性に
優れ、鋼板引張強さ60kgf/mm2以上を安定的に確保でき
る。冷却は、第２相を完全に焼入れる150℃以下まで行
い、その後第２相の靱性回復および鋼板の強度調整のた
め、Ac1点以下の温度で焼もどし処理を行う。
なお、熱間圧延にあたり、スラブ加熱温度は特に規定
しないが、常法に従い、添加元素が完全固溶し、かつオ
ーステナイト粒の著しい粗大化が生じない1050〜1200℃
が好ましい。
しないが、常法に従い、添加元素が完全固溶し、かつオ
ーステナイト粒の著しい粗大化が生じない1050〜1200℃
が好ましい。
また、高温再結晶温度域での圧延も特に規定しない
が、十分な圧延−再結晶の繰り返しでオーステナイト粒
を微細化した方が靱性向上に有利であるため50％以上の
圧下が望ましい。
が、十分な圧延−再結晶の繰り返しでオーステナイト粒
を微細化した方が靱性向上に有利であるため50％以上の
圧下が望ましい。
本発明は、上述したように、従来のできるだけ高温圧
延仕上げとしてベイナイトやマルテンサイト面積率を増
加させ高張力化をはかろうとする技術思想とは全く異な
り、逆にできるだけ圧延を低温で仕上げて多量の加工フ
ェライトとＣ濃化した第２相の混合で高張力化を達成し
ようとする全く新しい技術である。
延仕上げとしてベイナイトやマルテンサイト面積率を増
加させ高張力化をはかろうとする技術思想とは全く異な
り、逆にできるだけ圧延を低温で仕上げて多量の加工フ
ェライトとＣ濃化した第２相の混合で高張力化を達成し
ようとする全く新しい技術である。
＜実施例＞ 真空溶解法で、表１に示す各成分鋼塊を溶製し、熱間
圧延で板厚15mm,50mm及び100mm鋼板として所定の焼入れ
を行った。焼入れ条件を表２に示す。これら各種鋼板を
600℃で焼もどし処理し、衝撃試験片と丸棒引張試験片
を採取し、材質特性の調査を行った。
圧延で板厚15mm,50mm及び100mm鋼板として所定の焼入れ
を行った。焼入れ条件を表２に示す。これら各種鋼板を
600℃で焼もどし処理し、衝撃試験片と丸棒引張試験片
を採取し、材質特性の調査を行った。
得られた結果を表３−１と表３−２に示す。表から鋼
Ａは、低Ｃ系であり焼入れ性が低く所定の強度を満足で
きないことがわかる。本発明範囲成分鋼B,CとＥは、本
発明法の圧延により60kgf/mm2以上の引張強さを有し、v
Trsも−80℃以下の良好な靱性を有している。さらに、
本発明法の適用で冷却速度が変化してもほぼ同一の機械
的性質となることがわかる。比較鋼ＤとＦはMo無添加と
Ｃの過剰添加系であり、本発明法が十分に発揮されず、
両成分系とも靱性は劣化していることがわかる。
Ａは、低Ｃ系であり焼入れ性が低く所定の強度を満足で
きないことがわかる。本発明範囲成分鋼B,CとＥは、本
発明法の圧延により60kgf/mm2以上の引張強さを有し、v
Trsも−80℃以下の良好な靱性を有している。さらに、
本発明法の適用で冷却速度が変化してもほぼ同一の機械
的性質となることがわかる。比較鋼ＤとＦはMo無添加と
Ｃの過剰添加系であり、本発明法が十分に発揮されず、
両成分系とも靱性は劣化していることがわかる。
発明鋼Ｇ〜Ｊは、強度上昇および靱性改善を目的に、
V,Cu,Ni,CrおよびNbを添加したものであるが、本発明法
との組み合わせで最も良好な強度，靱性バランスを有す
ることがわかる。
V,Cu,Ni,CrおよびNbを添加したものであるが、本発明法
との組み合わせで最も良好な強度，靱性バランスを有す
ることがわかる。
＜発明の効果＞ 本発明は、経済的な製造プロセスである直接焼入れ−
焼もどしプロセスでの引張強さ60kgf/mm2以上級鋼板の
製造法に関するものであり、しかも省成分系での低コス
ト化製造を可能にしたばかりでなく、焼入れ冷却速度が
大幅に変化しても同一の機械的性質を有する鋼板が製造
可能となり、安定した大量生産に道を拡くものであり、
産業上の効果は顕著なものがある。
焼もどしプロセスでの引張強さ60kgf/mm2以上級鋼板の
製造法に関するものであり、しかも省成分系での低コス
ト化製造を可能にしたばかりでなく、焼入れ冷却速度が
大幅に変化しても同一の機械的性質を有する鋼板が製造
可能となり、安定した大量生産に道を拡くものであり、
産業上の効果は顕著なものがある。
第１図は本発明法と比較法で鋼板製造した場合の冷却速
度と各種機械的特性の関係を示すグラフである。
度と各種機械的特性の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−145717（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−211529（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−196326（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、C:0.06〜0.25％,Si:0.05〜0.50
％,Mn:0.60〜2.50％,Mo:0.03〜0.30％,Al:0.010〜0.100
％,P:0.015％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物か
らなる鋼に熱間圧延を施し、（Ar3−30）℃から圧延仕
上げ温度の温度範囲で圧下率20〜40％で圧延し、フェラ
イト析出量を70％以上とした後、直ちに１〜15℃/sの冷
却速度で150℃以下の温度まで冷却し、次いでAc1点以下
の温度で焼もどすことを特徴とするフェライト組織を主
体とする高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、C:0.06〜0.25％,Si:0.05〜0.50
％,Mn:0.60〜2.50％,Mo:0.03〜0.30％,Al:0.010〜0.100
％,P:0.015％以下を含み、さらにV:0.080％以下,Ni:1.5
％以下,Cu:1.5％以下,Cr:1.0％以下,Nb:0.100％以下,C
a:0.01％以下,REM:0.01％以下及びTi:0.05％以下の１種
又は２種以上を含み、残部Fe及び不可避的不純物からな
る鋼に熱間圧延を施し、（Ar3−30）℃から圧延仕上げ
温度の温度範囲で圧下率20〜40％で圧延し、フェライト
析出量を70％以上とした後、直ちに１〜15℃/sの冷却速
度で150℃以下の温度まで冷却し、次いでAc1点以下の温
度で焼もどすことを特徴とするフェライト組織を主体と
する高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1086792A JP2708540B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | フェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1086792A JP2708540B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | フェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02267221A JPH02267221A (ja) | 1990-11-01 |
| JP2708540B2 true JP2708540B2 (ja) | 1998-02-04 |
Family
ID=13896628
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1086792A Expired - Fee Related JP2708540B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | フェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2708540B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0233769B2 (ja) * | 1983-05-17 | 1990-07-30 | Nippon Steel Corp | Yosetsuseinisuguretagokuatsu50kirokonoseizohoho |
| JPS62196326A (ja) * | 1986-02-24 | 1987-08-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面部の靭性の優れた高強度鋼の製造法 |
-
1989
- 1989-04-07 JP JP1086792A patent/JP2708540B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02267221A (ja) | 1990-11-01 |
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