JPS586936A - 加工用熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
加工用熱延高張力鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPS586936A JPS586936A JP10534781A JP10534781A JPS586936A JP S586936 A JPS586936 A JP S586936A JP 10534781 A JP10534781 A JP 10534781A JP 10534781 A JP10534781 A JP 10534781A JP S586936 A JPS586936 A JP S586936A
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- JP
- Japan
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- point
- hot
- less
- steel plate
- cooling
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-
- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties 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)
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】
この発明は、廉価で、かつ加工性のすぐれた熱延高張力
鋼板の製造方法に関するものである。
鋼板の製造方法に関するものである。
近年、省エネルギー・省資源という観点から、自動車業
界などにおいては、材料の軽量化をめざして、低廉で、
かつよシ加工性のすぐれた高強度熱延鋼板に対する要請
が急増している。
界などにおいては、材料の軽量化をめざして、低廉で、
かつよシ加工性のすぐれた高強度熱延鋼板に対する要請
が急増している。
従来、この種の引張強さが５０ ｋｇ ／ ７以上の非
調質熱延鋼板としては、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶ等の合金
元素を添加して強化したものが主として知られているが
、このような鋼板は、高価な添加元素を必要とするので
コストが高くなることや、また加工性の点からも汎用性
に欠け１．幅広い要望に応じられないものであった。
調質熱延鋼板としては、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶ等の合金
元素を添加して強化したものが主として知られているが
、このような鋼板は、高価な添加元素を必要とするので
コストが高くなることや、また加工性の点からも汎用性
に欠け１．幅広い要望に応じられないものであった。
また、最近、熱延後に極低温巻取シをすることによって
低降伏比型熱延高張力鋼板を製造することが提案されて
いるが、このようにして得られる熱延高張力鋼板は加工
性に富んではいるが、低温変態生成物を生成するため、
多量のＭｎ等の合金元素の添加を必要とし、やはシコス
ト面から汎用性に欠け、幅広い利用がなされていないの
が現状である。
低降伏比型熱延高張力鋼板を製造することが提案されて
いるが、このようにして得られる熱延高張力鋼板は加工
性に富んではいるが、低温変態生成物を生成するため、
多量のＭｎ等の合金元素の添加を必要とし、やはシコス
ト面から汎用性に欠け、幅広い利用がなされていないの
が現状である。
本発明者等は、上述のような観点から、現行の熱間圧延
工程の格別な変更をともなうことなく、廉価で、しかも
加工性にすぐれた熱延高張力鋼板を提供すべく研究を重
ねた結果、Ｃ含有量が高めの炭素鋼を素材として、熱間
圧延後、十分にフェライトを析出させる短時間の保温ま
たは空冷処理を含んだ特殊な強冷を行なうことによシ、
微細なフェライトと、微細に分散したパーライト組織を
有する鋼板が得られ、フェライト粒の微細化と固溶強化
、およびパーライト粒の微細分散化効果によシ高“降伏
点と引張シ強さを有すると共に・伸 １１．。
工程の格別な変更をともなうことなく、廉価で、しかも
加工性にすぐれた熱延高張力鋼板を提供すべく研究を重
ねた結果、Ｃ含有量が高めの炭素鋼を素材として、熱間
圧延後、十分にフェライトを析出させる短時間の保温ま
たは空冷処理を含んだ特殊な強冷を行なうことによシ、
微細なフェライトと、微細に分散したパーライト組織を
有する鋼板が得られ、フェライト粒の微細化と固溶強化
、およびパーライト粒の微細分散化効果によシ高“降伏
点と引張シ強さを有すると共に・伸 １１．。
び、特に局部伸びが良好で、高強度で、かつすぐれた加
工性をも備えたものとなるということや、さらに、素材
たる炭素鋼として、Ｐ、Ｎ、およびＣａの１種以上を添
加したものを使用すれば、その特性のさらに向上したも
のが得られるという知見を得るに至ったのである。
工性をも備えたものとなるということや、さらに、素材
たる炭素鋼として、Ｐ、Ｎ、およびＣａの１種以上を添
加したものを使用すれば、その特性のさらに向上したも
のが得られるという知見を得るに至ったのである。
したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
もので、 Ｃ：０．１２〜０．２５チ（以下チは重量％とする）、
３ｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．２チ以下、 Ｓ：Ｏ，０１５％以下、 ｓｏｌ、Ｍ ： ０．００５〜０．１０％、を含有する
か、あるいはさらに、 ｐ：０．１０％以下、 Ｎ ： ０．０３００％以下、 Ｃａ：０１０１０％以下、 のうちの１種以上を含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡ
ｒ３点〜（Ａｒ３点＋５０℃）の温度範囲で終了した後
、２０℃／就以上の冷却速度でＡ ｒ ｇ点〜Ａ ｒ
１点の温度域まで急冷し、この状態で１〜３０秒間保持
するかまたは空冷するかした後、再び２０℃／冠以上の
冷却速度で５５０℃〜Ｍｓ点の温度域まで急°冷してか
ら巻取ることによって、微細なフェライトとパーライト
の混合した組織を有し、加工性にすぐれるとともに、引
張シ強さが５０に９／−以上の熱延高張力鋼板を得るよ
うにしたことに特徴を有するものである。
もので、 Ｃ：０．１２〜０．２５チ（以下チは重量％とする）、
３ｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．２チ以下、 Ｓ：Ｏ，０１５％以下、 ｓｏｌ、Ｍ ： ０．００５〜０．１０％、を含有する
か、あるいはさらに、 ｐ：０．１０％以下、 Ｎ ： ０．０３００％以下、 Ｃａ：０１０１０％以下、 のうちの１種以上を含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡ
ｒ３点〜（Ａｒ３点＋５０℃）の温度範囲で終了した後
、２０℃／就以上の冷却速度でＡ ｒ ｇ点〜Ａ ｒ
１点の温度域まで急冷し、この状態で１〜３０秒間保持
するかまたは空冷するかした後、再び２０℃／冠以上の
冷却速度で５５０℃〜Ｍｓ点の温度域まで急°冷してか
ら巻取ることによって、微細なフェライトとパーライト
の混合した組織を有し、加工性にすぐれるとともに、引
張シ強さが５０に９／−以上の熱延高張力鋼板を得るよ
うにしたことに特徴を有するものである。
ついで、この発明の加工用熱延高張力鋼板の製造法にお
いて、素材鋼の成分たるＣ、Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｓ 。
いて、素材鋼の成分たるＣ、Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｓ 。
ｓｏＬ、Ａ１． Ｐ 、 Ｎ 、 およびＣａの
成分組成範囲、さらには圧延条件、並びに冷却条件を上
述のように限定した理由を説明する。
成分組成範囲、さらには圧延条件、並びに冷却条件を上
述のように限定した理由を説明する。
（ａ）Ｃ
Ｃ成分には、儂を強化する作用があｐ 、５ ｏｋｙ／
ｍｆ以上の引張シ強さを有する高張力鋼板を得るために
は０．１２％以上の含有量が必要であるが、一方、０．
２５％を越えて含有せしめると、自動車用高張力鋼板と
して必須の点溶接性が劣化するようになることから、そ
の含有量を０．１２〜０．２５％と限定した。
ｍｆ以上の引張シ強さを有する高張力鋼板を得るために
は０．１２％以上の含有量が必要であるが、一方、０．
２５％を越えて含有せしめると、自動車用高張力鋼板と
して必須の点溶接性が劣化するようになることから、そ
の含有量を０．１２〜０．２５％と限定した。
（ｂ） ５ｉ
Ｓｉ成分には、固溶体硬化によって鋼を強化する作用が
あシ、延性のすぐれた高張力鋼を得るために好ましい元
素であるが、その含有量が０．５０％を越えると、鋼板
の表面性状が、いわゆる島状スケールの発生によシ劣化
するようになることから、その含有量を０．５％以下と
限定した。
あシ、延性のすぐれた高張力鋼を得るために好ましい元
素であるが、その含有量が０．５０％を越えると、鋼板
の表面性状が、いわゆる島状スケールの発生によシ劣化
するようになることから、その含有量を０．５％以下と
限定した。
（ｃ） 、 Ｍｎ
Ｍｎ成分には、鋼の焼入性を向上し、パーライト粒の分
散化による局部延性をも向上する作用があるが、その含
有量が１．２チを越えると低温変態組織が混ざった２相
になシ、加工性が劣化するようになるうえ、コストも上
昇することから、その含有量を１．２チ以下と限定した
。
散化による局部延性をも向上する作用があるが、その含
有量が１．２チを越えると低温変態組織が混ざった２相
になシ、加工性が劣化するようになるうえ、コストも上
昇することから、その含有量を１．２チ以下と限定した
。
（ｄ） Ｓ
Ｓ成分は、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、加工性を劣
化させるので可及的に少ない方が望ましいが、その含有
量が０．０１５％以下であれば所望の加工性を確保でき
ることから、その含有量を０．０１５４と限定した。
化させるので可及的に少ない方が望ましいが、その含有
量が０．０１５％以下であれば所望の加工性を確保でき
ることから、その含有量を０．０１５４と限定した。
（ｅ） ｓｏムＭ
ｓｏＡＡｇ、は脱酸剤として有効なものであるが、その
含有量が０．００５％未満では脱酸の効果が期待できな
くなシ、一方、０．１０チを越えて含有させても脱酸の
効果が飽和してそれ以上の効果が期待できなくなること
から、その含有量を０．００５〜０，１０チと限定した
。
含有量が０．００５％未満では脱酸の効果が期待できな
くなシ、一方、０．１０チを越えて含有させても脱酸の
効果が飽和してそれ以上の効果が期待できなくなること
から、その含有量を０．００５〜０，１０チと限定した
。
（ｆ） Ｐ
Ｐ成分は、廉価に鋼を固溶強化させる作用を有しておシ
、特に強度向上のために必要がある場合には積極的に添
加するものであるが、その含有量が０．１０％を越える
と結晶粒界の脆化を生ずるようになることから、その含
有量を０．１０％以下と限定した。
、特に強度向上のために必要がある場合には積極的に添
加するものであるが、その含有量が０．１０％を越える
と結晶粒界の脆化を生ずるようになることから、その含
有量を０．１０％以下と限定した。
（ｇ） Ｎ
Ｎ成分にも、Ｐと同様に、廉価に鋼を固溶強化させる作
用が存するものであるが、０．０３００％を越えて含有
させると、鋳込時にフクレを生じ、加工性を劣化させる
ようになることから、その含有量を０．０３００％以下
と限定した。
用が存するものであるが、０．０３００％を越えて含有
させると、鋳込時にフクレを生じ、加工性を劣化させる
ようになることから、その含有量を０．０３００％以下
と限定した。
（ｈ） Ｃａ
Ｃａ成分には、介在物の形状調整作用にょシ加工性を向
上させる作用がある。しかしながら、その含有量が０．
０１０％を越えると、鋼中の介在物量が多くなり、逆に
加工性を劣化させるようになることから、その含有量を
０．０１０％と限定した。
上させる作用がある。しかしながら、その含有量が０．
０１０％を越えると、鋼中の介在物量が多くなり、逆に
加工性を劣化させるようになることから、その含有量を
０．０１０％と限定した。
（１）圧延条件
熱間圧延は、通常のスラブ加熱炉による加熱後圧延して
もよく、また分塊圧延材をそのまま直接圧延してもよい
ものであり、さらにその圧延開始温度に特に制限はない
が、最終仕上温度をＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋５０℃）の
範囲とする必要がある。
もよく、また分塊圧延材をそのまま直接圧延してもよい
ものであり、さらにその圧延開始温度に特に制限はない
が、最終仕上温度をＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋５０℃）の
範囲とする必要がある。
なぜなら、最終仕上温度がＡｒ３点より低くなると、フ
ェライト域での圧延を含むこととなり、初析フェライト
が加工されるために降伏点が著しく高くなシ、また加工
性の劣化をもたらす。一方、最終仕上温度をＡｒ３＋５
０℃よシも高い温度にすると、オーステナイト粒が粗大
化してしまい、その後急冷しても微細なフェライト組織
が得られないと同時にフェライト変態が抑制され、ベイ
ナイト変態が促進されるようになるため所望の組織が得
られない。
ェライト域での圧延を含むこととなり、初析フェライト
が加工されるために降伏点が著しく高くなシ、また加工
性の劣化をもたらす。一方、最終仕上温度をＡｒ３＋５
０℃よシも高い温度にすると、オーステナイト粒が粗大
化してしまい、その後急冷しても微細なフェライト組織
が得られないと同時にフェライト変態が抑制され、ベイ
ナイト変態が促進されるようになるため所望の組織が得
られない。
（ｊ） 冷却条件
熱間圧延終了後、その終了温度であるＡｒ３点〜（Ａｒ
３点＋５０℃）の温度域から２０℃／Ｓｅｃ以上の冷却
速度で、まずＡｒ３点〜Ａｒ１点の温度域まで冷却する
理由は、冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満であると徐冷と
なるために初析フェライトの結晶粒成長を抑制すること
ができず、微細なボリゴナルフエライトを得るためには
２０℃／就以上の冷却速度で冷却する必要があるからで
あり、また、２０℃Å以上の冷却速度でそのまま所定の
巻取温度まで単調冷却すると、ポリゴナルフエライトの
生成が抑制されて、いわゆるベイナイト組織と々ること
がら、一旦、Ａｒ３点〜Ａｒ１点の温度域、好ましくは
フェライト変態ノーズ域にて１〜３０秒間保持するか、
空冷するかの処理を行なって所期の微細なポリゴナルフ
エライトを十分生成せしめる過程が必要なのである。Ａ
ｒＢ点〜Ａｒ１点の温度域に保持するか、この温度域を
空冷する時間は１〜３０秒であるが、千の時間が１秒未
満の場合にはフェライトの析出が不充分であシ、一方３
０秒を越えた場合にはフェライト変態が十分に起り、Ａ
ｒ３〜ＡｒＨ域にて空冷または保持する効果、並びに加
工性や強度が低下するようになることと、通板時間が長
くなることから、その時間を１〜３０秒と限定したもの
である。
３点＋５０℃）の温度域から２０℃／Ｓｅｃ以上の冷却
速度で、まずＡｒ３点〜Ａｒ１点の温度域まで冷却する
理由は、冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満であると徐冷と
なるために初析フェライトの結晶粒成長を抑制すること
ができず、微細なボリゴナルフエライトを得るためには
２０℃／就以上の冷却速度で冷却する必要があるからで
あり、また、２０℃Å以上の冷却速度でそのまま所定の
巻取温度まで単調冷却すると、ポリゴナルフエライトの
生成が抑制されて、いわゆるベイナイト組織と々ること
がら、一旦、Ａｒ３点〜Ａｒ１点の温度域、好ましくは
フェライト変態ノーズ域にて１〜３０秒間保持するか、
空冷するかの処理を行なって所期の微細なポリゴナルフ
エライトを十分生成せしめる過程が必要なのである。Ａ
ｒＢ点〜Ａｒ１点の温度域に保持するか、この温度域を
空冷する時間は１〜３０秒であるが、千の時間が１秒未
満の場合にはフェライトの析出が不充分であシ、一方３
０秒を越えた場合にはフェライト変態が十分に起り、Ａ
ｒ３〜ＡｒＨ域にて空冷または保持する効果、並びに加
工性や強度が低下するようになることと、通板時間が長
くなることから、その時間を１〜３０秒と限定したもの
である。
つぎに、ＡｒＢ点〜Ａｒ１点の温度域から巻取温度たる
５５０℃〜Ｍｓ点の温度域までの冷却速度を２０℃／就
以上としたのは、パーライトを微細に分散させるためで
あシ、パーライトの微細分散化によシ所望する加工性が
向上するからであるが、その冷却速度が２０℃／ｓｅｅ
未満では所望の効果が得られないのである。
５５０℃〜Ｍｓ点の温度域までの冷却速度を２０℃／就
以上としたのは、パーライトを微細に分散させるためで
あシ、パーライトの微細分散化によシ所望する加工性が
向上するからであるが、その冷却速度が２０℃／ｓｅｅ
未満では所望の効果が得られないのである。
また、巻取温度を５５０℃〜Ｍｓ点としたのは、その温
度が５５０℃を越えると、ＱＮが析出して固溶Ｎによる
強化が期待できなくなシ、一方Ｍｓ点未満の温度で巻取
ると、いわゆるＤｕａｔＰｈａｓｅ鋼となってしまって
、降伏点が低くなりすぎ、その用途が限定されてしまう
からである。さらに、巻取温度を５５０℃以下にするこ
とにより、Ｐの粒界偏析による脆化を防止することがで
き、Ｐを多量に添加できることからも、巻取温度を５５
６℃以下にすることが有利である。
度が５５０℃を越えると、ＱＮが析出して固溶Ｎによる
強化が期待できなくなシ、一方Ｍｓ点未満の温度で巻取
ると、いわゆるＤｕａｔＰｈａｓｅ鋼となってしまって
、降伏点が低くなりすぎ、その用途が限定されてしまう
からである。さらに、巻取温度を５５０℃以下にするこ
とにより、Ｐの粒界偏析による脆化を防止することがで
き、Ｐを多量に添加できることからも、巻取温度を５５
６℃以下にすることが有利である。
ついで、この発明を実施例によシ比較例を対比しながら
説明する。
説明する。
実施例
まず、第１表に示される成分組成を有する鋼をそれぞれ
転炉で溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついでこ
れを１２００℃に均熱した状態で、同じく第１表に示し
た圧延条件および冷却条件にて３．０ ｍｍ厚のコイル
に熱間圧延した。このようにして、本発明の方法で製造
した鋼板（以下本発明鋼板という）６〜９と、比較法に
て製造した鋼板（以下比較鋼板という）１〜５をそれぞ
れ製造した。なお、比較鋼板１〜５は、熱間圧延時の圧
延条件、冷却条件、および鋼の組成成分のいずれか
２″の条件（第１表において※印にて示したもの）を、
本発明の方法の範囲から外して製造したものである。
転炉で溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついでこ
れを１２００℃に均熱した状態で、同じく第１表に示し
た圧延条件および冷却条件にて３．０ ｍｍ厚のコイル
に熱間圧延した。このようにして、本発明の方法で製造
した鋼板（以下本発明鋼板という）６〜９と、比較法に
て製造した鋼板（以下比較鋼板という）１〜５をそれぞ
れ製造した。なお、比較鋼板１〜５は、熱間圧延時の圧
延条件、冷却条件、および鋼の組成成分のいずれか
２″の条件（第１表において※印にて示したもの）を、
本発明の方法の範囲から外して製造したものである。
このようにして得られたそれぞれの鋼板に対して、その
機械的性質を測定した結果も、併せて第１表に示した。
機械的性質を測定した結果も、併せて第１表に示した。
なお、第１表において、「第１冷却速度」は圧延終了温
度からＡ ｒ ３点〜Ａｒ１点の温度域までの冷却速度
、「保持温度」はＡｒ３点〜Ａｒ１点の温度域での保持
温度（空冷）、「保持時間」はＡ、ｒ３点〜Ａｒ１点の
温度域での保持時間、「第２冷却速度」はＡｒ３点〜Ａ
ｒ１点の温度域から巻取温度までの冷却速度をそれぞれ
示す。
度からＡ ｒ ３点〜Ａｒ１点の温度域までの冷却速度
、「保持温度」はＡｒ３点〜Ａｒ１点の温度域での保持
温度（空冷）、「保持時間」はＡ、ｒ３点〜Ａｒ１点の
温度域での保持時間、「第２冷却速度」はＡｒ３点〜Ａ
ｒ１点の温度域から巻取温度までの冷却速度をそれぞれ
示す。
第１表に示した結果からも、本発明鋼板６〜９は、例え
ば比較鋼板１および３のように高価な添加元素を含有す
ることなく、高い強度と、すぐれた加工性を兼ね備えて
いることが明らかであシ、自動車用高張力鋼板等として
の良好な特性を備えていることがわかる。
ば比較鋼板１および３のように高価な添加元素を含有す
ることなく、高い強度と、すぐれた加工性を兼ね備えて
いることが明らかであシ、自動車用高張力鋼板等として
の良好な特性を備えていることがわかる。
上述のように、この発明によれば、現行の熱間圧延工程
に格別々変更を加えることなく、しかも高価な素材を使
用することもなく、加工性にすぐれた熱延高張力鋼板を
コスト安く製造することができるな〜ど、工業上有用な
効果がもたらされるのである。
に格別々変更を加えることなく、しかも高価な素材を使
用することもなく、加工性にすぐれた熱延高張力鋼板を
コスト安く製造することができるな〜ど、工業上有用な
効果がもたらされるのである。
出願人 住友金属工業株式会社
代理人 富 １） 和 夫
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０．１２〜０＋２５チ、Ｓｉ：０．５
％以下、 Ｍｎ：１．２％以下、 ３：０，０１５−以下。 ｓｏＬ、ｌＪ ： ０．００５〜０．１０％、Ｆｅおよ
び不可避不純物：残シ、 （以上重量％）からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、
該熱間圧延をＡｒ３点〜（Ａ１３点＋５０℃）の温度範
囲で終了した後、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＡｒ
３点〜Ａｒ１点の温度域まで急冷し、この状態で１〜３
０秒間保持するかまたは空冷するかした後、再び２０℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で５５０℃〜Ｍｓ点の温度域ま
で急冷してから巻取ることによって、微細なフェライト
・パーライト組織とすることを特徴とする加工用熱延高
張力鋼板の製造方法。 - （２） Ｃ： ０．１２〜０．２５チ、Ｓｉ：０．５
％以下、 Ｍｎ：１．２％以下、 Ｓ ： ０．０１５チ以下、 ｓｏＬ、ＡＱ ： ０．００５〜０．１０％、を含有す
るとともに、 Ｐ：０．１０チ以下、 Ｎ ：０．０３０ＯＬ１６以下、 Ｃａ：Ｏ，Ｏ’ＬＯ％以下、 のうちの１種以上を含み、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、
該熱間圧延をＡｒ３点〜（Ａ１３点＋５０℃）の温度範
囲で終了した後、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＡｒ
Ｂ点〜Ａｒ１点の温度域まで急冷し、この状態で１〜３
０秒間保持するかまたは空冷するかした後、再び２０℃
／（８）以上の冷却速度で５５０℃〜Ｍｓ点の温度域ま
で急冷してから巻取ることによって、微細なフェライト
・パーライト組織とすることを特徴とする加工用熱延高
張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10534781A JPS586936A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10534781A JPS586936A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS586936A true JPS586936A (ja) | 1983-01-14 |
Family
ID=14405196
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10534781A Pending JPS586936A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS586936A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6148520A (ja) * | 1984-08-15 | 1986-03-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JPS62180021A (ja) * | 1986-02-03 | 1987-08-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| US5902422A (en) * | 1996-12-19 | 1999-05-11 | Sms Schloemann-Siemag Aktiengesellschaft | Ferritic coiling of wire or bar steel |
-
1981
- 1981-07-06 JP JP10534781A patent/JPS586936A/ja active Pending
Cited By (4)
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|---|---|---|---|---|
| JPS6148520A (ja) * | 1984-08-15 | 1986-03-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
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| JPH0555572B2 (ja) * | 1986-02-03 | 1993-08-17 | Nisshin Steel Co Ltd | |
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