JPS60149719A - 熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
熱延高張力鋼板の製造法Info
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- JPS60149719A JPS60149719A JP263484A JP263484A JPS60149719A JP S60149719 A JPS60149719 A JP S60149719A JP 263484 A JP263484 A JP 263484A JP 263484 A JP263484 A JP 263484A JP S60149719 A JPS60149719 A JP S60149719A
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- temperature
- rolling
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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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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- 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】
本発明は熱延高張力鋼板、特に引張強さが５０ｋｇｆ／
＋＋＋＋＋＋２以上で、かつ加工性及び靭性のすぐれた
高張力鋼板を製造する方法に関する。
＋＋＋＋＋＋２以上で、かつ加工性及び靭性のすぐれた
高張力鋼板を製造する方法に関する。
近年、熱間圧延プロセスにおける省エネルギー対策の一
環として連続鋳造して得られる熱鋳片を直接或は鋳片表
面温度が中心温度と同じとなるように軽加熱後熱間圧延
する直接圧延法が開発されつ＼あるが、斯る直接圧延法
においては従来から実施されている室温まで冷却された
鋳片を１２００〜１３００℃の高温に再加熱する工程が
ないため、加熱に必要な莫大な熱エネルギーを節約でき
る利点がある。然しなから、この直接圧延法を材質面か
らみるときは圧延材の加工性及び靭性の劣化という問題
がある。即ち加工性や靭性は圧延材の組織が微細なほど
良好となるが、直接圧延法では凝固直後の粗大オーステ
ナイト粒がそのまま保存された状態から圧延されるため
、圧延材の組織も粗くなシ、加工性や靭性が劣化する。
環として連続鋳造して得られる熱鋳片を直接或は鋳片表
面温度が中心温度と同じとなるように軽加熱後熱間圧延
する直接圧延法が開発されつ＼あるが、斯る直接圧延法
においては従来から実施されている室温まで冷却された
鋳片を１２００〜１３００℃の高温に再加熱する工程が
ないため、加熱に必要な莫大な熱エネルギーを節約でき
る利点がある。然しなから、この直接圧延法を材質面か
らみるときは圧延材の加工性及び靭性の劣化という問題
がある。即ち加工性や靭性は圧延材の組織が微細なほど
良好となるが、直接圧延法では凝固直後の粗大オーステ
ナイト粒がそのまま保存された状態から圧延されるため
、圧延材の組織も粗くなシ、加工性や靭性が劣化する。
従って直接圧延法はこれらの特性があまシ問題とならな
い用途のみに限定適用されているのが現状である。又微
量Ｔ１添加鋼を直接圧延し、高延性高降伏實１製造する
方法が従来から知られておシ、例えば昭和５７年特許出
願公開第１９４２１４号公報に開示されているように、
低Ｎ鋼に微量Ｔｉ を添加し、かつ直接圧延する方法が
提案されている。しかし、通常の製造法では鋼中のＮを
低下されることは困難で、特殊の処理例えば真空脱ガス
処理を必要とし製造コストの上昇を招き、加えて低Ｎ鋼
では直接圧延の問題点である靭性の劣イ１１対して、有
効な対策となシ得ない欠点がある。
い用途のみに限定適用されているのが現状である。又微
量Ｔ１添加鋼を直接圧延し、高延性高降伏實１製造する
方法が従来から知られておシ、例えば昭和５７年特許出
願公開第１９４２１４号公報に開示されているように、
低Ｎ鋼に微量Ｔｉ を添加し、かつ直接圧延する方法が
提案されている。しかし、通常の製造法では鋼中のＮを
低下されることは困難で、特殊の処理例えば真空脱ガス
処理を必要とし製造コストの上昇を招き、加えて低Ｎ鋼
では直接圧延の問題点である靭性の劣イ１１対して、有
効な対策となシ得ない欠点がある。
本発明はこのような欠点を解決すべく、良好な加工性や
靭性が要求される５ ０ ｋｇｆ／１Ｍ？以上の熱延高
鋼板を直接圧延法によシ製造することを目的とし、Ｏ：
ｎｏ ４〜１１８％、Ｓｉ ： １１０５超〜０．８
０％、Ｍｎ ：１５０〜２．００％、Ｓ：＜ｌ：ｏ、ｏ
ｏ ５％、 Ｔ１： ｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．０４５％
、Ｎ：Ｑ、００３０〜０．０１５０％、Ａｔ ：Ｑ、０
１〜［Ｌ０８％を含み、さらに必要に応じＯｕ：１．０
係以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｏｒ：１．０％以下、Ｎ
ｂ：０．１％以下、Ｖ：［Ｌ１％以下、ＭＯ二〇、５％
以下、Ｏａ：０．００５０％以下の１種又は２種以上を
含有し、残部鉄及び不可避的不純物よ構成る鋼を連続鋳
造して得られる熱鋳片をＡｒ３点よシ低い温度に降温さ
せることな（１１００℃以下の温度で圧延を開始し、Ｊ
ｒ３点以上の温度で熱間圧延を終了することを特徴とす
るものである。
靭性が要求される５ ０ ｋｇｆ／１Ｍ？以上の熱延高
鋼板を直接圧延法によシ製造することを目的とし、Ｏ：
ｎｏ ４〜１１８％、Ｓｉ ： １１０５超〜０．８
０％、Ｍｎ ：１５０〜２．００％、Ｓ：＜ｌ：ｏ、ｏ
ｏ ５％、 Ｔ１： ｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．０４５％
、Ｎ：Ｑ、００３０〜０．０１５０％、Ａｔ ：Ｑ、０
１〜［Ｌ０８％を含み、さらに必要に応じＯｕ：１．０
係以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｏｒ：１．０％以下、Ｎ
ｂ：０．１％以下、Ｖ：［Ｌ１％以下、ＭＯ二〇、５％
以下、Ｏａ：０．００５０％以下の１種又は２種以上を
含有し、残部鉄及び不可避的不純物よ構成る鋼を連続鋳
造して得られる熱鋳片をＡｒ３点よシ低い温度に降温さ
せることな（１１００℃以下の温度で圧延を開始し、Ｊ
ｒ３点以上の温度で熱間圧延を終了することを特徴とす
るものである。
以下、本発明の構成要件につき、その限定理由を説明す
る。
る。
（１）成分
Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であシ、Ｑ、０４％未
満では必要とする５ ０ ｋ１９ｆ／−以上の強度が得
られない。一方０．１８％超では加工性、靭性さらには
溶接性も劣化するので、本発明においては０．０４％以
上、０．１８％以下とする。
満では必要とする５ ０ ｋ１９ｆ／−以上の強度が得
られない。一方０．１８％超では加工性、靭性さらには
溶接性も劣化するので、本発明においては０．０４％以
上、０．１８％以下とする。
Ｓｌ は延性を劣化させずに鋼を強化する元素であるが
、０．０５％以下ではその効果がない。
、０．０５％以下ではその効果がない。
一方Ｓ１ の増量はいわゆる島状スケールを招き一般に
低いレベルに制約されるが直接圧延では謂島状スケール
が発生し、鋼板表面の外観を損うと共に溶接性も劣化す
る。
低いレベルに制約されるが直接圧延では謂島状スケール
が発生し、鋼板表面の外観を損うと共に溶接性も劣化す
る。
ＭｎはＣと並んで鋼の強化元素として有効であるが、０
．５０１未満では所定の強度が得られない。一方２．０
ＯＳ超では加工性や溶接性が劣化する。
．５０１未満では所定の強度が得られない。一方２．０
ＯＳ超では加工性や溶接性が劣化する。
Ａｔ は脱酸作用により鋼の健全化を図るために添加さ
れるが、［Ｌ０１％未満ではその効果がなく、０．０８
％超ではその効果が飽和する。
れるが、［Ｌ０１％未満ではその効果がなく、０．０８
％超ではその効果が飽和する。
Ｔｉ、Ｎ及び日は本発明において重要な構成因子であシ
、後述する連続鋳造と熱間圧延とを連続化した直接圧延
法を前提として得られる熱延板の強度、加工性及び靭性
の向上を図るために下記の通シ限定される。
、後述する連続鋳造と熱間圧延とを連続化した直接圧延
法を前提として得られる熱延板の強度、加工性及び靭性
の向上を図るために下記の通シ限定される。
下記第１表は直接圧延法におけるＴ１の添加効果を示す
もので、Ｔ１ 添加鋼と無添加鋼を厚さ２５０Ｗｍの連
続鋳片とし、直接あるいは室温まで冷却した後再加熱し
て圧延した結果である。
もので、Ｔ１ 添加鋼と無添加鋼を厚さ２５０Ｗｍの連
続鋳片とし、直接あるいは室温まで冷却した後再加熱し
て圧延した結果である。
なお、圧延条件は画調とも圧延開始温度１０８０℃、仕
上温度８３０℃（〉Ａｒ５）、巻取温度５６０℃である
。
上温度８３０℃（〉Ａｒ５）、巻取温度５６０℃である
。
上表よシ明らかなようにＴ１無添加鋼では直接圧延の採
用によシ加工性、靭性の劣化′ｉＫ生ずるのに対し、Ｔ
１添加鋼では再加熱法と同等あるいはそれ以上の良好な
特性を示すと同時に１０ ｋｌ？ｆ／ｒＷ？程度の強度
の上昇を示す。その理由は以下のように考えられる。
用によシ加工性、靭性の劣化′ｉＫ生ずるのに対し、Ｔ
１添加鋼では再加熱法と同等あるいはそれ以上の良好な
特性を示すと同時に１０ ｋｌ？ｆ／ｒＷ？程度の強度
の上昇を示す。その理由は以下のように考えられる。
直接圧延法では、熱鋳片がフェライト域に降温させるこ
となくオーステナイト域で保定されたまま熱延されるた
め、微量のＴ１添加鋼では、圧延開始時点では添加した
Ｔｉ は固溶状態にあシ、圧延中あるいは圧延後の巻取
時にＴ１炭窒化物が析出する。圧延中に析出するＴ１炭
窒化物はオーステナイトの再結晶及び粒成長抑制効果を
有し圧延材の組織を微細化する。これにより直接圧延法
の難点である組織の粗大化による加工性及び靭性の劣化
が回避される。他方、巻取時に析出するＴ１炭窒化物は
析出強化にて鋼の強度を上昇させる。従って、直接圧延
法における微量Ｔ１添加は鋼の強化と特性の改善を同時
に達成できる有効な手段である。
となくオーステナイト域で保定されたまま熱延されるた
め、微量のＴ１添加鋼では、圧延開始時点では添加した
Ｔｉ は固溶状態にあシ、圧延中あるいは圧延後の巻取
時にＴ１炭窒化物が析出する。圧延中に析出するＴ１炭
窒化物はオーステナイトの再結晶及び粒成長抑制効果を
有し圧延材の組織を微細化する。これにより直接圧延法
の難点である組織の粗大化による加工性及び靭性の劣化
が回避される。他方、巻取時に析出するＴ１炭窒化物は
析出強化にて鋼の強度を上昇させる。従って、直接圧延
法における微量Ｔ１添加は鋼の強化と特性の改善を同時
に達成できる有効な手段である。
以上のことから、直接圧延法において特性の改善と強化
を同時に達成するためには（１）圧延開始時点で添加し
たＴ１ は固溶している。、 （２）圧延中に一部のＴ
１が炭窒化物として微細析出する（３）圧延後の巻取時
に残シのＴ１ が微細析出するという３つの条件が必要
となる。まず（１）の条件を満たすためには、熱鋳片を
溶解度積の大きいオーステナイト域に保つこと、即ちＡ
ｒ３点以下に降温しないことは勿論であるが、それ以外
にＴ１及びＮの上限を制限する必要があシ、各々Ｑ、
Ｏ４５チ、０．０１５０係とする。これはこれ以上のＴ
ｉ やＮが存在すると凝固からの冷却中にＴｉＮが生成
し、Ｔｉの添加効果が損なわれるためであシ、加えて、
ＴｉＨの析出を誘発する析出サイトをなくす必要があシ
、本発明鋼ではＭｎＳがＴｌＮの有力な析出サイトとな
る。従ってＭｎＥ＋の析出を防止するためＳをｎｏ ０
５％以下、好ましくは０．００２％以下にする必要があ
る。
を同時に達成するためには（１）圧延開始時点で添加し
たＴ１ は固溶している。、 （２）圧延中に一部のＴ
１が炭窒化物として微細析出する（３）圧延後の巻取時
に残シのＴ１ が微細析出するという３つの条件が必要
となる。まず（１）の条件を満たすためには、熱鋳片を
溶解度積の大きいオーステナイト域に保つこと、即ちＡ
ｒ３点以下に降温しないことは勿論であるが、それ以外
にＴ１及びＮの上限を制限する必要があシ、各々Ｑ、
Ｏ４５チ、０．０１５０係とする。これはこれ以上のＴ
ｉ やＮが存在すると凝固からの冷却中にＴｉＮが生成
し、Ｔｉの添加効果が損なわれるためであシ、加えて、
ＴｉＨの析出を誘発する析出サイトをなくす必要があシ
、本発明鋼ではＭｎＳがＴｌＮの有力な析出サイトとな
る。従ってＭｎＥ＋の析出を防止するためＳをｎｏ ０
５％以下、好ましくは０．００２％以下にする必要があ
る。
また、Ｓを下げることは冷間加工性を向上させるためＫ
も有効である。次に（２）の条件であるが、本発明では
加工性を維持するために、熱延仕上温度をＡｒ３点以上
とする必要があシ、このような高温域で析出し、かつオ
ーステナイトの再結晶及び粒成長を抑制する析出物はＴ
ｉＮが有効となる。従ってＮ量の下限を０．００３０％
、好ましくはａｏｏｓｏｓとする。Ｎ量がこれ以下であ
れば巻取シ時のＴ１炭窒化物析出による強化は図れるが
、圧延材の組織を微細化できず、加工性や靭性の劣化を
招く。Ｔｉ量の下限も同じ理由で０．００５％とする。
も有効である。次に（２）の条件であるが、本発明では
加工性を維持するために、熱延仕上温度をＡｒ３点以上
とする必要があシ、このような高温域で析出し、かつオ
ーステナイトの再結晶及び粒成長を抑制する析出物はＴ
ｉＮが有効となる。従ってＮ量の下限を０．００３０％
、好ましくはａｏｏｓｏｓとする。Ｎ量がこれ以下であ
れば巻取シ時のＴ１炭窒化物析出による強化は図れるが
、圧延材の組織を微細化できず、加工性や靭性の劣化を
招く。Ｔｉ量の下限も同じ理由で０．００５％とする。
またＴｉ量が［１Ｌ００５チ未満であれば、巻取時の析
出強化も期待できず（３）の条件が満足できない。
出強化も期待できず（３）の条件が満足できない。
上記限定組成を本発明鋼の基本組成とするが、必要に応
じてＯｕ、Ｎｉ、Ｏｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ。
じてＯｕ、Ｎｉ、Ｏｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ。
Ｏａ の中、１種または２種以上添加することによシ、
本発明の目的がより効果的に達成される。
本発明の目的がより効果的に達成される。
これらの添加元素の限定理由は次の通シである。
Ｏｕ は低温靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素
であるが、１．０％超では赤熱脆性の欠陥が生ずるので
１．０％を上限とする。
であるが、１．０％超では赤熱脆性の欠陥が生ずるので
１．０％を上限とする。
Ｎ１ は低温靭性を高め、かつ強化元素として有効であ
る。しかじ熱延鋼板として要求される低温靭性の範囲で
は１．０％を超える多量の添加が必要でなく、上限を１
．０係とする。
る。しかじ熱延鋼板として要求される低温靭性の範囲で
は１．０％を超える多量の添加が必要でなく、上限を１
．０係とする。
Ｏｒ は強度を高めるために添加させるが１．０チ超で
は低温靭性が劣化するためｔ ０％を上限とする。
は低温靭性が劣化するためｔ ０％を上限とする。
Ｎｌ）はオーステナイトの再結晶遅滞による細粒化と析
出硬化によシ強化に有効であるが、１．１％超ではその
効果が飽和すると共に加工性が劣化するため、上限をＱ
、１％とする。
出硬化によシ強化に有効であるが、１．１％超ではその
効果が飽和すると共に加工性が劣化するため、上限をＱ
、１％とする。
■は析出強化元素として有効であるが、ｒｌ、１チ超で
は加工性の劣化が生ずるため０．１％を上限とする。
は加工性の劣化が生ずるため０．１％を上限とする。
ＭｏはＣｕと同様に低温靭性を劣化させずに強度を高め
る元゛素であるが、α５チ超ではその効果が飽和するた
め上限を０．５％とする。
る元゛素であるが、α５チ超ではその効果が飽和するた
め上限を０．５％とする。
Ｃａは硫化物の形態制御効果があシ、かつ圧延方向と直
角の方向の吸収エネルギーを改善する効果を有するが、
α０（１５０％超では内部欠陥が多発するため、上限を
ｏ、 ｏ ｏ ｓ ｏ％とする。
角の方向の吸収エネルギーを改善する効果を有するが、
α０（１５０％超では内部欠陥が多発するため、上限を
ｏ、 ｏ ｏ ｓ ｏ％とする。
（２）圧延条件
本発明においては前述のように直接圧延法を採用してい
るが、こ＼で謂う直接圧延法とは連続鋳造によシ得られ
る熱鋳片を加熱炉を経ることなく直接圧延する方法ばか
シでなく、鋳片の表面温度が中心温度と同じになるよう
に軽加熱してから圧延する方法をも包含するものである
。
るが、こ＼で謂う直接圧延法とは連続鋳造によシ得られ
る熱鋳片を加熱炉を経ることなく直接圧延する方法ばか
シでなく、鋳片の表面温度が中心温度と同じになるよう
に軽加熱してから圧延する方法をも包含するものである
。
その際の加熱時間は従来の再加熱法よシ遥るかに短かく
、高々９０分以内であることは謂うまでもない。
、高々９０分以内であることは謂うまでもない。
本発明はか＼る直接圧延法において、連続鋳造された熱
鋳片をＡｒ３点よシ低い温度に降温させることなく圧延
を開始するが、これは一旦ＡｒＢ点以下に降温されると
添加したＴ１がＴｉＮとして析出し、再加熱してオース
テナイト域に昇温してもＴｉＮが再固溶しないためであ
る。又圧延開始温度は前述のオーステナイトの再結晶及
び粒成長を抑制するためには１１００℃以下にする必要
がある。そして１１００℃を超えた高温圧延では再結晶
及び粒成長が速くなシ、目的とするオーステナイトの微
細化が図れないので、本発明においてはＡｒ３点以下に
降温することな（１１ｏｏ℃以下の温度で圧延を開始す
るものである。一方、仕上温度をＡｒ３点以上とするの
は、それ未満ではフェライトが加工され、加工性が劣化
するためである。なお、オーステナイトの細粒化を効果
的に行なうためには仕上温度はＡｒ３〜Ａｒ３＋５０℃
が好ましいので本発明においてはＡｒ３点以上の温度で
熱延を終了し、又巻取温度については特に制約されない
が、Ｔｉ炭窒化物による析出強化を有効に利用するため
には５５０℃前後が好ましい。
鋳片をＡｒ３点よシ低い温度に降温させることなく圧延
を開始するが、これは一旦ＡｒＢ点以下に降温されると
添加したＴ１がＴｉＮとして析出し、再加熱してオース
テナイト域に昇温してもＴｉＮが再固溶しないためであ
る。又圧延開始温度は前述のオーステナイトの再結晶及
び粒成長を抑制するためには１１００℃以下にする必要
がある。そして１１００℃を超えた高温圧延では再結晶
及び粒成長が速くなシ、目的とするオーステナイトの微
細化が図れないので、本発明においてはＡｒ３点以下に
降温することな（１１ｏｏ℃以下の温度で圧延を開始す
るものである。一方、仕上温度をＡｒ３点以上とするの
は、それ未満ではフェライトが加工され、加工性が劣化
するためである。なお、オーステナイトの細粒化を効果
的に行なうためには仕上温度はＡｒ３〜Ａｒ３＋５０℃
が好ましいので本発明においてはＡｒ３点以上の温度で
熱延を終了し、又巻取温度については特に制約されない
が、Ｔｉ炭窒化物による析出強化を有効に利用するため
には５５０℃前後が好ましい。
次に本発明の実施例を示す。
実施例１
下記第２表に示す組成の供試鋼を連続鋳造して得られた
熱鋳片を同表に示す条件にて直接圧延し、五５簡厚のコ
イルとした。製造された熱延板の機械的特性を第３表に
示す。
熱鋳片を同表に示す条件にて直接圧延し、五５簡厚のコ
イルとした。製造された熱延板の機械的特性を第３表に
示す。
第 ３ 表
上表よシ明らかなように、本発明法にて５０ｋｇｆ／ｌ
ｌ１ｍ２以上の強度と良好な加工性及び靭性が得られる
が、比較鋼り、ＥはＮ量あるいはＮ、Ｔｉ量とも本発明
の上限を超えているため圧延開始時点で既に粗大なＴｉ
Ｎが析出しており強化と特性の改善がなされていない。
ｌ１ｍ２以上の強度と良好な加工性及び靭性が得られる
が、比較鋼り、ＥはＮ量あるいはＮ、Ｔｉ量とも本発明
の上限を超えているため圧延開始時点で既に粗大なＴｉ
Ｎが析出しており強化と特性の改善がなされていない。
鋼ＦはＮ量が本発明の下限を下廻っているために、巻取
時の析出強化は生ずるものの圧延中の析出による′細粒
化が不足し、加工性や靭性の改善が期待できない。
時の析出強化は生ずるものの圧延中の析出による′細粒
化が不足し、加工性や靭性の改善が期待できない。
鋼ＧはＴｉ量が本発明の下限を下廻っているため添加効
果が現われていない。又鋼ＨはＳが高いため、ＭｎＳに
よるＴｉＮの誘起析出が生じ、本発明の目的が達成され
ない。
果が現われていない。又鋼ＨはＳが高いため、ＭｎＳに
よるＴｉＮの誘起析出が生じ、本発明の目的が達成され
ない。
実施例２
下記第４表に示す組成の鋼を連続鋳造して得られた熱鋳
片を種々の圧延条件にて圧延し、３．８１１＋１厚のコ
イルを製造した。製造された熱延板の機械的特性を同表
に併記する。本発明鋼の基本組成に、ｃｉ３ Ｎｉ、Ｏ
ｒ、Ｎ’ｂ、 Ｖ、Ｍｏ。
片を種々の圧延条件にて圧延し、３．８１１＋１厚のコ
イルを製造した。製造された熱延板の機械的特性を同表
に併記する。本発明鋼の基本組成に、ｃｉ３ Ｎｉ、Ｏ
ｒ、Ｎ’ｂ、 Ｖ、Ｍｏ。
Ｃａ の１種又は２種以上を添加しても、本発明の目的
は達成されるが、圧延条件の一つでも本発明の範囲を逸
脱するときはその目的が達成されていない。
は達成されるが、圧延条件の一つでも本発明の範囲を逸
脱するときはその目的が達成されていない。
以上述べたように本発明によるときけ極低Ｓ−微量Ｔ１
−高Ｎ鋼を低温圧延して５０ｋｇｆ／−以上の熱延高張
力鋼板を得ることができ、省エネルギー効果の大きい直
接圧延法において、最大の難点である特性の劣化を改善
し、加工性、靭性が要求される５０ｋｇｆ／−以上の熱
延高張力鋼板にも適用範囲を拡大することができるので
、工業的価値が大きいものである。
−高Ｎ鋼を低温圧延して５０ｋｇｆ／−以上の熱延高張
力鋼板を得ることができ、省エネルギー効果の大きい直
接圧延法において、最大の難点である特性の劣化を改善
し、加工性、靭性が要求される５０ｋｇｆ／−以上の熱
延高張力鋼板にも適用範囲を拡大することができるので
、工業的価値が大きいものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ｔｏ：０．０４〜０．１８％、Ｓｌ：α０５超〜ａ８０
％、Ｍｎ ： ０．５０〜２．００％、Ｓ；＜α００５
チ、Ｔ１ ：α００５〜０．０４５％。 Ｎ ： ０．００３０〜ｏ、ｏ １ｓ ｏ％、 ｈｔ
： ｏ、ｏ１〜０．０８％を含み、残部鉄及び不可避的
不純物よシ成る鋼を連続鋳造して得られる熱鋳片を、Ａ
ｒ３点より低い温度に降温させることなく１１００℃以
下の温度で圧延を開始し、Ａｒ３点以上の温度で熱間圧
延を終了することを特徴とする熱延高張力鋼板の製造法
。 ２、Ｏ：Ｑ、０４〜α１８％、Ｓｉ：１０５超〜０、８
０ ％、Ｍｎ ： ０．５０〜２．００％、Ｓ ：＜α
００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４５％。 Ｎ：０．００３０〜ａｏ １ｓ ｏ％、 ｈｔ ： ｎ
ｏ１〜［１０８％を含み、さらに（！ｕ：１．０％以下
、Ｎｉ：１．０％以下、ａｒ：ｔＯ％以下、Ｍｌ）：
０．１ ％以下、Ｖ ： ０．１％以下、Ｍｏ：０．５
係以下、Ｏａ：［１００５０％以下の１種又は２種以上
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よシ成る鋼を連続
鋳造して得られる熱鋳片を、Ａｒ３点よシ低い温度に降
温させることな（１１００℃以下の温度で圧延を開始し
、Ａｒ３点以上の温度で熱間圧延を終了することを特徴
とする熱延高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP263484A JPS60149719A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP263484A JPS60149719A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60149719A true JPS60149719A (ja) | 1985-08-07 |
| JPS642647B2 JPS642647B2 (ja) | 1989-01-18 |
Family
ID=11534814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP263484A Granted JPS60149719A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60149719A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6293001A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6293002A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6293004A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6293005A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6462201A (en) * | 1987-08-31 | 1989-03-08 | Nippon Steel Corp | Manufacture of directly rolled thick steel plate having good characteristics in low reduction ratio |
| JPH01309920A (ja) * | 1988-06-07 | 1989-12-14 | Nippon Steel Corp | 良靱性パイプ用熱延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-01-12 JP JP263484A patent/JPS60149719A/ja active Granted
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6293001A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6293002A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6293004A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6293005A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS6462201A (en) * | 1987-08-31 | 1989-03-08 | Nippon Steel Corp | Manufacture of directly rolled thick steel plate having good characteristics in low reduction ratio |
| JPH01309920A (ja) * | 1988-06-07 | 1989-12-14 | Nippon Steel Corp | 良靱性パイプ用熱延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS642647B2 (ja) | 1989-01-18 |
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