JPH04110418A - 熱延鋼板の製造方法とその加工品の熱処理方法 - Google Patents
熱延鋼板の製造方法とその加工品の熱処理方法Info
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- JPH04110418A JPH04110418A JP23139990A JP23139990A JPH04110418A JP H04110418 A JPH04110418 A JP H04110418A JP 23139990 A JP23139990 A JP 23139990A JP 23139990 A JP23139990 A JP 23139990A JP H04110418 A JPH04110418 A JP H04110418A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、例えば、自動車あるいは産業機器の高強度部
材等に加工されるまでは低強度で加工しやす(、加工後
の適当な熱処理による時効現象によって高強度化する熱
延綱板と、この熱延鋼板の加工品の熱処理方法に関する
ものである。
材等に加工されるまでは低強度で加工しやす(、加工後
の適当な熱処理による時効現象によって高強度化する熱
延綱板と、この熱延鋼板の加工品の熱処理方法に関する
ものである。
(従来の技術)
熱延綱板は比較的安価な構造+■ミ]として、前記の自
動車をはじめとする各種の産業機器に広く使用されてい
る。そして、その用途にはプレス加工で成形される部材
が多く、従って、熱延鋼板には優れた加工性が要求され
ることが多い。一方、構造部材としては高強度であるこ
とも要求されるが、高強度と優れた加工性とを両立させ
ることは通常困難である。
動車をはじめとする各種の産業機器に広く使用されてい
る。そして、その用途にはプレス加工で成形される部材
が多く、従って、熱延鋼板には優れた加工性が要求され
ることが多い。一方、構造部材としては高強度であるこ
とも要求されるが、高強度と優れた加工性とを両立させ
ることは通常困難である。
そこで、加工以前の素Hの段階では低強度で加工性がよ
く、加工の後に適当な熱処理によって高強度化する材料
が種ノq開発されてきた。冷延sl板にあっては、加工
する前は軟質で加工が容易であり、加工後の焼付塗装時
に硬化1−で降伏強さが上昇する鋼板、いわゆる焼イ」
け硬化型高強度鋼板が既に実用化されている。最近では
焼付り硬化型の熱延鋼板についての検討も進められてお
り、これに関する特許も出願されている。
く、加工の後に適当な熱処理によって高強度化する材料
が種ノq開発されてきた。冷延sl板にあっては、加工
する前は軟質で加工が容易であり、加工後の焼付塗装時
に硬化1−で降伏強さが上昇する鋼板、いわゆる焼イ」
け硬化型高強度鋼板が既に実用化されている。最近では
焼付り硬化型の熱延鋼板についての検討も進められてお
り、これに関する特許も出願されている。
例えば、特開昭62−180021号公報には、焼付は
硬化型高強度熱延銅板を製造する方法として、Nを多く
含んだ特定化学組成の銅1を、熱間圧延稜角、冷する方
法が開示されている。また、特開昭5397925号公
報にし以fibを含も−A!キルド鋼を熱間圧延後に5
00℃以下の温度で巻取る製造方法が開示されている。
硬化型高強度熱延銅板を製造する方法として、Nを多く
含んだ特定化学組成の銅1を、熱間圧延稜角、冷する方
法が開示されている。また、特開昭5397925号公
報にし以fibを含も−A!キルド鋼を熱間圧延後に5
00℃以下の温度で巻取る製造方法が開示されている。
特開昭62−1.80021号公報記載の発明は、固i
FNの歪時効を利用して焼イマ1け硬化性を得るもので
あるが、本願の発明者らの実験結果によれば、焼イ」け
後の降伏強さは大+laに一1二贋するものの、引張強
さの」1昇は僅かであった。一方、特開昭53−979
25号公報記載の発明は、低温巻取りでfibの析出を
抑制し、加工後に固溶Nbの歪時効を利用して高強度化
を図るものであるが、Nb或いは後述するTiの析出速
度は著しく速く、低温巻取りのみではこれらの析出を充
分に抑えきれず、加熱後の強度上昇が小さい。例えば、
この方法で得られた熱延鋼板を、500〜750℃の温
度で加熱しても、引張強さの」二昇景は1. 51(I
E (/ m m ”未満と小さい。
FNの歪時効を利用して焼イマ1け硬化性を得るもので
あるが、本願の発明者らの実験結果によれば、焼イ」け
後の降伏強さは大+laに一1二贋するものの、引張強
さの」1昇は僅かであった。一方、特開昭53−979
25号公報記載の発明は、低温巻取りでfibの析出を
抑制し、加工後に固溶Nbの歪時効を利用して高強度化
を図るものであるが、Nb或いは後述するTiの析出速
度は著しく速く、低温巻取りのみではこれらの析出を充
分に抑えきれず、加熱後の強度上昇が小さい。例えば、
この方法で得られた熱延鋼板を、500〜750℃の温
度で加熱しても、引張強さの」二昇景は1. 51(I
E (/ m m ”未満と小さい。
引張強さの」1昇が小さいと、疲労特性の向上が小さい
。疲労特性は引張強さとの間に強い相関があり、引張強
さが大きくなるほど疲労特性は増大することが報告され
ている。(牛用ら;住友金属vo1.33(1981)
N0.4 p、121)。
。疲労特性は引張強さとの間に強い相関があり、引張強
さが大きくなるほど疲労特性は増大することが報告され
ている。(牛用ら;住友金属vo1.33(1981)
N0.4 p、121)。
従って、引張強さの上昇が小さいと、これらの鋼板の主
用途である自動車および産業機器の高強度部材で要求さ
れる疲労特性の向」−効果も小さく、実用的な価値が乏
しくなる。
用途である自動車および産業機器の高強度部材で要求さ
れる疲労特性の向」−効果も小さく、実用的な価値が乏
しくなる。
(発明が解決しようとする課題)
本発明の課題は、自動車あるいは産業機器の高強度部材
等に加工するまでは低強度で加工しやずく、加工後の熱
処理により高強度化する熱延鋼板の製造方法ど、その最
適な熱処理方法とを提供するごとにある。
等に加工するまでは低強度で加工しやずく、加工後の熱
処理により高強度化する熱延鋼板の製造方法ど、その最
適な熱処理方法とを提供するごとにある。
(課題を解決するための手段)
前記のようにTiやN+1の化合物の析出を利用すれば
、即ち、熱延鋼板の製造段階でTiやfibを固溶させ
析出を抑えれば、熱延銅板のままでは低強度で力ロエ性
に優れたものとなり、ごの熱延鋼板を加工した後にTi
、Nbを析出さ一已てやれば引張強さは上昇する。しか
し、従来の低温巻取りするだりの方法では、TiやNb
の析出は十分に抑えることができない。ところが、本発
明者らは鋼中のCとMnの含有量を調整するか、これに
加えてさらにBを適正量添加すると、Tiおよびllb
の析出を確実に抑えるごとができ、また変態強化も抑え
られ、熱延鋼板のままでは低強度で加工性に優れ、カロ
エ後の加熱により引張強さが著しく上界することを見出
した。
、即ち、熱延鋼板の製造段階でTiやfibを固溶させ
析出を抑えれば、熱延銅板のままでは低強度で力ロエ性
に優れたものとなり、ごの熱延鋼板を加工した後にTi
、Nbを析出さ一已てやれば引張強さは上昇する。しか
し、従来の低温巻取りするだりの方法では、TiやNb
の析出は十分に抑えることができない。ところが、本発
明者らは鋼中のCとMnの含有量を調整するか、これに
加えてさらにBを適正量添加すると、Tiおよびllb
の析出を確実に抑えるごとができ、また変態強化も抑え
られ、熱延鋼板のままでは低強度で加工性に優れ、カロ
エ後の加熱により引張強さが著しく上界することを見出
した。
さらに熱間仕上圧延温度を上げていくと熱間圧延中のT
i、 Nbの炭窒化物の析出が抑えられ、熱延鋼板のま
までは低強度となり加工性が向−にするとともに加工後
の再加熱処理により引張強さがさらに上昇し、また、N
含有量を下げていくとその効果がさらに顕著になること
を見いだした。
i、 Nbの炭窒化物の析出が抑えられ、熱延鋼板のま
までは低強度となり加工性が向−にするとともに加工後
の再加熱処理により引張強さがさらに上昇し、また、N
含有量を下げていくとその効果がさらに顕著になること
を見いだした。
N含有量を下げるとこの効果が顕著になるのは熱延中に
析出するNb、 Tiの析出物が、主に、炭化物よりも
析出の早いNb、 Tiの窒化物であるためと思われる
。
析出するNb、 Tiの析出物が、主に、炭化物よりも
析出の早いNb、 Tiの窒化物であるためと思われる
。
本発明の要旨は、第1表に示す1401〜ND7の素祠
鋼を第2表に示す熱延条件で圧延丈る熱延鋼j板の製造
方法、およびこの熱延鋼板の加工品を同しく第2表に示
ず熱処理条件で力[1熱する加工品の熱処理方法に関す
る。なお、第1表のN0. 1〜N0. 7は、それぞ
れ特許請求の範囲の(1)〜(7)に対応するく以下、
1%」はすべて重量%を意味する)。
鋼を第2表に示す熱延条件で圧延丈る熱延鋼j板の製造
方法、およびこの熱延鋼板の加工品を同しく第2表に示
ず熱処理条件で力[1熱する加工品の熱処理方法に関す
る。なお、第1表のN0. 1〜N0. 7は、それぞ
れ特許請求の範囲の(1)〜(7)に対応するく以下、
1%」はすべて重量%を意味する)。
(作用)
以下、本発明の構成要件とその作用について詳細に説明
する。
する。
(鋼片の含有成分〕
Cは加工後の熱処理時にTi、Nbと結合してTi11
1bの炭化物として析出し、鋼板を高強度化する。
1bの炭化物として析出し、鋼板を高強度化する。
0.02%未満の含有量では前記効果が期待できず、0
.07%を超えると熱延fA仮中のマルテンサイトやヘ
イナイトの混入量が増加し1.m板の加工性が劣化する
。従って、Cは0,02〜0.07%の含有量とする。
.07%を超えると熱延fA仮中のマルテンサイトやヘ
イナイトの混入量が増加し1.m板の加工性が劣化する
。従って、Cは0,02〜0.07%の含有量とする。
好ましい含有量は0.03〜0.06%である。
Si :
Slは固溶強化によって強度と延性を向」ニさせる好ま
しい元素である。しかし、必要以上に添加すると溶接性
が劣化するので、1.5%以下の含有量とする。
しい元素である。しかし、必要以上に添加すると溶接性
が劣化するので、1.5%以下の含有量とする。
Mn:
Mnは後述するBと同様にArs点、即ち、オーステナ
イト→フェライト変態の温度を下げ、フェライト中での
固溶度減少に伴うTi、llbの炭化物の析出を抑える
効果がある。しかし、Bを含まない鋼片の場合、Mnの
含有量が0.6%未満ではAr3点の低下が小さく、B
を含む鋼片の場合は、Bの効果も力口わる力<Mnの含
有量が0.1%より少ないと、Ar3点の低下が小さい
ためにTi.1社の炭化物の析出を十分に抑制すること
ができない。一方、Bの存無にかかわらずMnを2,0
%超えて含存すると熱延鋼板中のマルテンサイトやベイ
ナイトの混入量が増し、鋼板の加工性が劣化する。
イト→フェライト変態の温度を下げ、フェライト中での
固溶度減少に伴うTi、llbの炭化物の析出を抑える
効果がある。しかし、Bを含まない鋼片の場合、Mnの
含有量が0.6%未満ではAr3点の低下が小さく、B
を含む鋼片の場合は、Bの効果も力口わる力<Mnの含
有量が0.1%より少ないと、Ar3点の低下が小さい
ためにTi.1社の炭化物の析出を十分に抑制すること
ができない。一方、Bの存無にかかわらずMnを2,0
%超えて含存すると熱延鋼板中のマルテンサイトやベイ
ナイトの混入量が増し、鋼板の加工性が劣化する。
Bは必要に応じて添加することができる。Bはオーステ
ナイト粒界に偏析してオーステナイト→フェライト変態
の温度を下げ、フェライト中での固溶度減少に伴うTi
、Nbの炭化物の析出を抑える効果がある。0.000
3%未満の含有量では前記効果が小さく 、0.005
0%を超えて含有しても効果が飽和する。よって、Bを
添加する場合は、その含有量を0.0003〜0.00
50%とするのがよい。なお、B自体は固溶強化の作用
がないからB添加にょる熱延ままでの強度上昇はMnよ
り少ない。
ナイト粒界に偏析してオーステナイト→フェライト変態
の温度を下げ、フェライト中での固溶度減少に伴うTi
、Nbの炭化物の析出を抑える効果がある。0.000
3%未満の含有量では前記効果が小さく 、0.005
0%を超えて含有しても効果が飽和する。よって、Bを
添加する場合は、その含有量を0.0003〜0.00
50%とするのがよい。なお、B自体は固溶強化の作用
がないからB添加にょる熱延ままでの強度上昇はMnよ
り少ない。
TiおよびNb
本発明の方法によればTiおよび++hは熱延鋼板中で
は固溶状態で存在しており、加工後の500〜750゛
Cで1分以上の熱処理ζこよりこれらの炭化物として析
出し、鋼板を著しく硬化させる。その含有蹴がTiおよ
びllbの1種又は2種合計で0.10%未満では、固
溶する量が少ないので、熱処理による析出硬化が小さい
。一方、1種又は2種合計で0.35%を超えて含有し
ても、より以」二の効果が得られない。従って、Tiお
よびNllは1種又は2種合計で0、1.0〜0,35
%とした。好ましい含有量は0.15〜0.35%であ
る。
は固溶状態で存在しており、加工後の500〜750゛
Cで1分以上の熱処理ζこよりこれらの炭化物として析
出し、鋼板を著しく硬化させる。その含有蹴がTiおよ
びllbの1種又は2種合計で0.10%未満では、固
溶する量が少ないので、熱処理による析出硬化が小さい
。一方、1種又は2種合計で0.35%を超えて含有し
ても、より以」二の効果が得られない。従って、Tiお
よびNllは1種又は2種合計で0、1.0〜0,35
%とした。好ましい含有量は0.15〜0.35%であ
る。
特許請求の範囲の請求項(1)〜(4)に記載した発明
で素材として用いる鋼片は、少なくとも」―記の成分を
含み、残部Feと不可避の不純物からなるものであるが
、特に、不純物中のNは以下に述べる理由で0.004
0%以下とすることが必要である。
で素材として用いる鋼片は、少なくとも」―記の成分を
含み、残部Feと不可避の不純物からなるものであるが
、特に、不純物中のNは以下に述べる理由で0.004
0%以下とすることが必要である。
N :
Nが多量に存在すると、Ti、Nbと結合し、主に熱間
圧延中に窒化物として析出して、熱延ままの鋼板内の固
溶N1〕、Tiを減少させ、加工後の熱処理における強
度上昇量を減少さ−11でしまう。従って、その含有量
は少ないほど好−、Eし、 < 、0.0040%以下
と定めた。好ましくは0.0030%以下、さらに好ま
しくは0.0015%以下である。
圧延中に窒化物として析出して、熱延ままの鋼板内の固
溶N1〕、Tiを減少させ、加工後の熱処理における強
度上昇量を減少さ−11でしまう。従って、その含有量
は少ないほど好−、Eし、 < 、0.0040%以下
と定めた。好ましくは0.0030%以下、さらに好ま
しくは0.0015%以下である。
1 ]
素材の鋼片は、上記の成分の他に下記の成分が含まれて
いてもよい。
いてもよい。
Cu、111:
CuはCと結合することなく単独に析出して鋼板を強化
する働きを有している。所望の効果を得るためには0.
5%以上含有させることが必要であり、また、3.0%
を超えて含有させてもその効果が飽和してしまう。従っ
て、Cuの含有量を0.5〜3.0%と定めた。
する働きを有している。所望の効果を得るためには0.
5%以上含有させることが必要であり、また、3.0%
を超えて含有させてもその効果が飽和してしまう。従っ
て、Cuの含有量を0.5〜3.0%と定めた。
Cuを添加した場合は、熱間割れを防止するために、0
.1〜2.0%の旧を含有させる必要がある。
.1〜2.0%の旧を含有させる必要がある。
Ca、 Zr、および希土類元素:
これらの成分は過度に含有されていると鋼中の介在物が
多くなりすぎて冷間加工性が劣化するが、適正な量であ
れば介在物の形状を調整し、冷間力11工性を改善する
。したがってその含を量を、CaO,0002〜0.0
1%、Zr:0.01〜0.10%、希土類0.002
〜0.10%と定めた。
多くなりすぎて冷間加工性が劣化するが、適正な量であ
れば介在物の形状を調整し、冷間力11工性を改善する
。したがってその含を量を、CaO,0002〜0.0
1%、Zr:0.01〜0.10%、希土類0.002
〜0.10%と定めた。
sol、Aj! :
層は脱酸剤として添加されるが、鋼の清浄度を確保する
」二からその含有量をsol、An含有量で0.10%
以下に抑える必要がある。
」二からその含有量をsol、An含有量で0.10%
以下に抑える必要がある。
不純物としては、前記のNの他にPとSの一]二叩を抑
えることが重要である。
えることが重要である。
Pは溶接性に悪影響を及ぼし、SはMnS系介在物を形
成して加工性を低下させる。そのためPおよびSは低い
ほど好ましいが、所望の溶接性、加工性を確保するため
にばP :0.05%以下、S :0.02%以下に抑
える必要がある。
成して加工性を低下させる。そのためPおよびSは低い
ほど好ましいが、所望の溶接性、加工性を確保するため
にばP :0.05%以下、S :0.02%以下に抑
える必要がある。
特許請求の範囲の請求項(5)〜(7)に記載した発明
で素材として用いる鋼片は、前記の請求項(])〜(4
)の発明で用いる素材の必須成分であるC、 Si、
MnおよびBと、TiおよびNllの1種または2種の
うち、Bを含まないものである。ごの場合は、前記のよ
・うに、Mnの含有量の下限を0.6%とすることが必
要である。
で素材として用いる鋼片は、前記の請求項(])〜(4
)の発明で用いる素材の必須成分であるC、 Si、
MnおよびBと、TiおよびNllの1種または2種の
うち、Bを含まないものである。ごの場合は、前記のよ
・うに、Mnの含有量の下限を0.6%とすることが必
要である。
(熱間圧延)
熱間圧延には前記組成の鋼片を11.00℃以上の温度
で(j(給する。これはTi、1社を固溶した状態とす
るためである。従って、鋳造後にこれより低い温度に冷
却された綱片の場合は、1100℃以上に再力■1熱し
てTi、 Nbを再固溶させる必要があるが、鋳造後直
法されて1100℃以上の温度を有している鋼片であれ
ばTi、llbが固溶しているのでそのまま熱間圧延に
(J(シてもよい。
で(j(給する。これはTi、1社を固溶した状態とす
るためである。従って、鋳造後にこれより低い温度に冷
却された綱片の場合は、1100℃以上に再力■1熱し
てTi、 Nbを再固溶させる必要があるが、鋳造後直
法されて1100℃以上の温度を有している鋼片であれ
ばTi、llbが固溶しているのでそのまま熱間圧延に
(J(シてもよい。
熱間圧延においては、圧延中にTi、、Nbの窒化物が
祈i:1−!lyて熱延鋼板中の固溶Ti、 Nbが減
少し、熱処理時において、強度上昇に有効なNb、Ti
炭化物の析出量が減少するとともに、炭化物が、既に析
出している窒化物を核として析出しネ■大化するため、
加工後の熱処理における強度上昇量が減少する傾向があ
る。そのため、旧」、Ti窒化物の析出を抑えるために
も高温で、つまり900℃以」二の温度で熱間圧延を終
了することが重要である。望ましくは900℃以上ので
きるたり高い温度、例えば950℃以上、より望ましく
は1000℃以上の温度で熱間圧延を終了するのがよい
。
祈i:1−!lyて熱延鋼板中の固溶Ti、 Nbが減
少し、熱処理時において、強度上昇に有効なNb、Ti
炭化物の析出量が減少するとともに、炭化物が、既に析
出している窒化物を核として析出しネ■大化するため、
加工後の熱処理における強度上昇量が減少する傾向があ
る。そのため、旧」、Ti窒化物の析出を抑えるために
も高温で、つまり900℃以」二の温度で熱間圧延を終
了することが重要である。望ましくは900℃以上ので
きるたり高い温度、例えば950℃以上、より望ましく
は1000℃以上の温度で熱間圧延を終了するのがよい
。
熱間圧延後ば、20℃/秒以」二の冷却速度で500゛
C以下の温度まで冷却して巻き取る。好ましい巻取り温
度は300〜500℃である。冷却速度が20℃/秒よ
り遅い場合、冷却終了温度が500℃を超える場合(1
’!llら、巻取り温度が500℃を超える場合)は、
Ti、Nliの炭化物が析出し、鋼板は硬化して加工性
に劣る。
C以下の温度まで冷却して巻き取る。好ましい巻取り温
度は300〜500℃である。冷却速度が20℃/秒よ
り遅い場合、冷却終了温度が500℃を超える場合(1
’!llら、巻取り温度が500℃を超える場合)は、
Ti、Nliの炭化物が析出し、鋼板は硬化して加工性
に劣る。
以上の条件で製造された熱延鋼板は、Ti、、 Ilb
の多くが固溶しているので、強度が低く加工性に優れる
。そして加工後に次の熱処理を行えばT i 、 IJ
11が炭化物として析出するので引張強さが著しく」
二昇する。
の多くが固溶しているので、強度が低く加工性に優れる
。そして加工後に次の熱処理を行えばT i 、 IJ
11が炭化物として析出するので引張強さが著しく」
二昇する。
[加工後の熱処理]
熱処理は、前記熱延鋼板を所定形状に成形した後、50
0〜750℃の温度で1分以上加熱する条件で行う65
00℃未満或いは]分未満の熱処理では、TiおよびN
bの炭化物の析出による強化は得られず、750℃を超
える温度で熱処理すると熱歪やスケールが発生ずる。5
00〜750 ℃’:の低い温度で長時間熱処理するご
とにより強度上昇量は大きくなる。なお、この熱処理は
加工後の鋼板全体を加熱してもよいが、必要な部分だけ
加熱してもよい。
0〜750℃の温度で1分以上加熱する条件で行う65
00℃未満或いは]分未満の熱処理では、TiおよびN
bの炭化物の析出による強化は得られず、750℃を超
える温度で熱処理すると熱歪やスケールが発生ずる。5
00〜750 ℃’:の低い温度で長時間熱処理するご
とにより強度上昇量は大きくなる。なお、この熱処理は
加工後の鋼板全体を加熱してもよいが、必要な部分だけ
加熱してもよい。
(実施例1)
] 5
第3表に示す化学組成の鋼を、Ni(を0.0008〜
0.0084%の範囲で変えて、50 k g真空溶解
炉で溶製し、熱間鍛造で60mm厚のスラブとした後、
第4表に示す条件で2mm厚の熱延鋼板に圧延し、巻取
った。熱間圧延においては、仕−1−温度を3(50〜
]100℃に変化さ・已た。
0.0084%の範囲で変えて、50 k g真空溶解
炉で溶製し、熱間鍛造で60mm厚のスラブとした後、
第4表に示す条件で2mm厚の熱延鋼板に圧延し、巻取
った。熱間圧延においては、仕−1−温度を3(50〜
]100℃に変化さ・已た。
これらの熱延鋼板からJIS5号引張試験片を切り出し
、熱延のまま、および第4表に併せて示した条件で熱処
理を施した後の引張強度を測定した。
、熱延のまま、および第4表に併せて示した条件で熱処
理を施した後の引張強度を測定した。
N量ど熱延仕上温度、および熱処理後の引張強度の上昇
量との関係を第1図に示す。
量との関係を第1図に示す。
熱延仕」二温度900℃以」二、かつNff10.00
40%以下で高い引張強度の上昇が認められた。図中の
斜線部は本発明の範囲内の条件およびその条件″「で得
られる引張強度の」二昇量をあられす。
40%以下で高い引張強度の上昇が認められた。図中の
斜線部は本発明の範囲内の条件およびその条件″「で得
られる引張強度の」二昇量をあられす。
(実施例2)
第5表に示す化学組成の鋼を50kg真空溶解炉で溶製
し、熱間鍛造するかまたは鋳型で60mm厚のスラブと
した後、第6表に示す条(!Iで2mm厚の熱延鋼板に
圧延し、巻取った。
し、熱間鍛造するかまたは鋳型で60mm厚のスラブと
した後、第6表に示す条(!Iで2mm厚の熱延鋼板に
圧延し、巻取った。
1に
れらの熱延鋼板からJlS5号引張試験片を切り出し、
熱延のままでの引張強度を測定した。
熱延のままでの引張強度を測定した。
次いで、圧延後のこれらの熱延鋼板を第6表に示す条件
で熱処理を施し、同じ形状の引張試験片を切り出し、引
張試験を行って熱処理後の強度上昇量を測定した。これ
らの結果を第6表に併口゛示す。
で熱処理を施し、同じ形状の引張試験片を切り出し、引
張試験を行って熱処理後の強度上昇量を測定した。これ
らの結果を第6表に併口゛示す。
本発明方法により製造した熱延鋼1板は、いづ″れも熱
処理前の強度は低く、力Tl工性に優れており、熱処理
後には20kgf/mm”以上の著しい強度」二昇が認
1められた。これに対して、熱延加熱温度の低いN0.
6、熱延後の冷却速度の遅いN0. 8、冷却終了温
度が高く巻取り温度の高いN0. 9、MnとBの含有
量がどちらも低いN028では、熱延板中にすてにNb
、Tiの炭化物の析出が終了しており、再加熱時にN1
3、Ti炭化物析出に伴・う強度上昇が小さい。熱延仕
上温度の低いN0. 7およびN含有量の高いN022
とN0. 23では、熱延終了までに141〕、Ti窒
化物が析出して固溶Nb、Tiが減少するとともに、熱
処理時に141〕、T】炭化物がこの窒化物を核として
析出し、ネ日大化するため、再加熱時のNb、 Ti炭
化物析出に伴う強度上昇が小さい。また、Cの低いN0
.24およびNbとTiの合計含有量の低いN0.27
は、熱処理時の肺、Ti炭化物の析出が不十分で強度上
昇が小さい。C,Mnの高いN0.25、N0. 26
は、変態強化により熱延ままの強度が高く、再加熱時に
軟化するか、あるいはほとんど強度上昇が見られない。
処理前の強度は低く、力Tl工性に優れており、熱処理
後には20kgf/mm”以上の著しい強度」二昇が認
1められた。これに対して、熱延加熱温度の低いN0.
6、熱延後の冷却速度の遅いN0. 8、冷却終了温
度が高く巻取り温度の高いN0. 9、MnとBの含有
量がどちらも低いN028では、熱延板中にすてにNb
、Tiの炭化物の析出が終了しており、再加熱時にN1
3、Ti炭化物析出に伴・う強度上昇が小さい。熱延仕
上温度の低いN0. 7およびN含有量の高いN022
とN0. 23では、熱延終了までに141〕、Ti窒
化物が析出して固溶Nb、Tiが減少するとともに、熱
処理時に141〕、T】炭化物がこの窒化物を核として
析出し、ネ日大化するため、再加熱時のNb、 Ti炭
化物析出に伴う強度上昇が小さい。また、Cの低いN0
.24およびNbとTiの合計含有量の低いN0.27
は、熱処理時の肺、Ti炭化物の析出が不十分で強度上
昇が小さい。C,Mnの高いN0.25、N0. 26
は、変態強化により熱延ままの強度が高く、再加熱時に
軟化するか、あるいはほとんど強度上昇が見られない。
(以下、余白)
(発明の効果)
以上説明したように、本発明の製造方法により得られる
熱延鋼板は低強度でjIlT性に優れ、しかも加工後の
適正な熱処理により強度が著しく上昇するので、力1’
l I性と高強度の両方が要求されるよ・うな自動車や
産業機器等の材料に好適である。
熱延鋼板は低強度でjIlT性に優れ、しかも加工後の
適正な熱処理により強度が著しく上昇するので、力1’
l I性と高強度の両方が要求されるよ・うな自動車や
産業機器等の材料に好適である。
第1図は、熱延仕」二温度およびN含存量と熱処理後の
引張強度上昇量との関係を示すグラフである。
引張強度上昇量との関係を示すグラフである。
Claims (8)
- (1)重量%で、C:0.02〜0.07%、Si:1
.5%以下、Mn:0.1〜2.0%、B:0.000
3〜0.0050%、sol.Al:0.10%以下、
TiおよびNbの1種または2種合計で0.10〜0.
35%を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり
、不純物中のNは0.0040%以下、Pは0.05%
以下、Sは0.02%以下である鋼片を、鋳造後直接あ
るいは1100℃以上に再加熱してから900℃以上で
熱間仕上圧延を終了し、20℃/秒以上の冷却速度で5
00℃以下の温度まで冷却して巻き取ることを特徴とす
る熱延鋼板の製造方法。 - (2)合金元素として、重量%で、さらにCu:0.5
〜3.0%およびNi:0.1〜2.0%を含む請求項
(1)記載の熱延鋼板の製造方法。 - (3)合金元素として、重量%で、さらにCa:0.0
002〜0.01%、Zr:0.01〜0.10%およ
び希土類元素:0.002〜0.10%の少なくとも1
種を含む請求項(1)記載の熱延鋼板の製造方法。 - (4)合金元素として、重量%で、さらにCu:0.5
〜3.0%およびNi:0.1〜2.0%を含み、かつ
、Ca:0.0002〜0.01%、Zr:0.01〜
0.10%および希土類元素:0.002〜0.10%
の少なくとも1種を含む請求項(1)記載の熱延鋼板の
製造方法。 - (5)重量%で、C:0.02〜0.07%、Si:1
.5%以下、Mn:0.6〜2.0%、Cu:0.5〜
3.0%、Ni:0.1〜2.0%、sol.Al:0
.10%以下、TiおよびNbの1種または2種合計で
0.10〜0.35%を含み、残部がFeおよび不可避
不純物からなり、不純物中のNは0.0040%以下、
Pは0.05%以下、Sは0.02%以下である鋼片を
、鋳造後直接あるいは1100℃以上に再加熱してから
900℃以上で熱間仕上圧延を終了し、20℃/秒以上
の冷却速度で500℃以下の温度まで冷却して巻き取る
ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。 - (6)重量%で、C:0.02〜0.07%、Si:1
.5%以下、Mn:0.6〜2.0%、sol.Al:
0.10%以下、TiおよびNbの1種または2種合計
で0.10〜0.35%、Ca:0.0002〜0.0
1%、Zr:0.01〜0.10%および希土類元素:
0.002〜0.10%の少なくとも1種を含み、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、不純物中のNは0
.0040%以下、Pは0.05%以下、Sは0.02
%以下である鋼片を、鋳造後直接あるいは1100℃以
上に再加熱してから900℃以上で熱間仕上圧延を終了
し、20℃/秒以上の冷却速度で500℃以下の温度ま
で冷却して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方
法。 - (7)重量%で、C:0.02〜0.07%、Si:1
.5%以下、Mn:0.6〜2.0%、Cu:0.5〜
3.0%、Ni:0.1〜2.0%、sol.Al:0
.10%以下、TiおよびNbの1種または2種合計で
0.10〜0.35%、Ca:0.0002〜0.01
%、Zr:0.01〜0.10%および希土類元素:0
.002〜0.10%の少なくとも1種を含み、残部が
Feおよび不可避不純物からなり、不純物中のNは0.
0040%以下、Pは0.05%以下、Sは0.02%
以下である鋼片を、鋳造後直接あるいは1100℃以上
に再加熱してから900℃以上で熱間仕上圧延を終了し
、20℃/秒以上の冷却速度で500℃以下の温度まで
冷却して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法
。 - (8)請求項(1)、(2)、(3)、(4)、(5)
、(6)または(7)記載の方法で製造された熱延鋼板
の加工品を、500〜750℃の温度で1分以上加熱す
ることを特徴とする加工品の熱処理方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23139990A JPH04110418A (ja) | 1990-08-31 | 1990-08-31 | 熱延鋼板の製造方法とその加工品の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23139990A JPH04110418A (ja) | 1990-08-31 | 1990-08-31 | 熱延鋼板の製造方法とその加工品の熱処理方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04110418A true JPH04110418A (ja) | 1992-04-10 |
Family
ID=16922997
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23139990A Pending JPH04110418A (ja) | 1990-08-31 | 1990-08-31 | 熱延鋼板の製造方法とその加工品の熱処理方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04110418A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05271759A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Kawasaki Steel Corp | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
-
1990
- 1990-08-31 JP JP23139990A patent/JPH04110418A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05271759A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Kawasaki Steel Corp | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
US6554918B2 (en) | 2000-07-24 | 2003-04-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength hot-rolled steel sheet superior in stretch flange formability and method for production thereof |
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