JPS6115929B2 - - Google Patents
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- JPS6115929B2 JPS6115929B2 JP55041398A JP4139880A JPS6115929B2 JP S6115929 B2 JPS6115929 B2 JP S6115929B2 JP 55041398 A JP55041398 A JP 55041398A JP 4139880 A JP4139880 A JP 4139880A JP S6115929 B2 JPS6115929 B2 JP S6115929B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は強度−延性バランスの優れた熱間圧延
鋼板の製造方法に関する。 一般に、鋼材は降伏点および引張強さ等の強度
が上昇するに従つて全伸び、切欠伸びおよび曲げ
等の延性が劣化するのが普通であることはよく知
られている。 しかしながら、鋼材において強度と延性との相
関関係(以下強度−延性バランスという。)は、
可成り広いバンドを示すのが通常である。即ち、
同一強度の鋼材でもその延性の幅は相当広いもの
であり、これは、強度の他にも延性を支配する要
因があることを意味している。そして、これらの
要因の主なものとしては介在物、組織、結晶粒度
また析出物等がある。 従つて熱間圧延鋼板において、強度−延性バラ
ンスを向上させる方法として、例えば、介在物特
に圧延方向に延伸した硫化物系または珪酸塩系介
在物を少なくする方法、組織成分として延性に有
害なパーライトがベンナイトを少なくする方法、
および、結晶粒微細化による強化方法や固溶強化
方法のように強化の割りには延性低下の少ない鋼
の強化方法等の各種方法が個別に或いは適宜組合
せて用いられている。また、これらの方法を実施
するための種々の具体的手段が提案されている。 しかしながら、これら従来の方法では、熱間圧
延鋼材の強度−延性バランスの優れたものを得る
には末だ充分満足するには至つていないのが実情
である。 本発明は上記した点に鑑みなされたものであつ
て、強度−延性の優れた熱間圧延鋼材を比較的容
易に製造することができるものであり、その特徴
とするところは、(1)C 0.03〜0.20%、Si 1.0%
以下、Mn 0.3〜1.8%を含有し残部Fe及び不純物
よりなる鋼を熱間圧延した後、仕上げ後の冷却速
度15〜40℃/sec、巻取温度を550℃以下とするこ
とを特徴とする強度−延性バランスの優れた熱間
圧延鋼板の製造方法を第1の発明とし、(2) C
0.03〜0.2%、Si 1.0%以下、Mn 0.3〜1.8%を含
有し、且つ、Nb 0.005〜0.10%、V 0.005〜
0.10%の少くとも一種を含有し、残部Fe及び不
純物よりなる鋼を熱間圧延した後、仕上げ後の冷
却速度15〜40℃/sec、巻取温度を550℃以下とす
ることを特徴とする強度−延性バランスの優れた
熱間圧延鋼板の製造方法を第2の発明とする2つ
の発明よりなるものである。 本発明に係る強度−延性バランスの優れた熱間
圧延鋼板の製造方法(以下単に本発明に係る方法
ということもある。)について詳細に説明する。 先づ、本発明に係る方法において使用される鋼
の含有成分と含有割合について説明する。 Cは熱間圧延鋼板の強度と加工性に影響を与え
る含有成分であり、その含有量が0.03%未満では
強度を上昇させる効果が少なく、また、0.20%を
越えて含有されると加工性が劣るようになる。よ
つて、C含有量は0.03〜0.20%の範囲とするのが
好ましい。 Siは固溶強化元素であり、このSi含有による強
化は延性低下が少ないので加工用の熱間圧延鋼板
には好ましい含有元素であるが、多量に含有され
ていると鋼板の表面性状が劣化し、また、溶接性
を損なうようになる。よつて、Si含有量は1.0%
と以下とするのである。 Mnは強度、加工性、溶接性に影響を及ぼす含
有成分であり、その含有量が0.03%未満では熱間
脆性防止の効果がなく、また、1.80%を越えて含
有されると加工性、溶接性が著しく劣化するので
ある。よつてMn含有量は0.03〜1.80%の範囲と
する。 本発明に係る方法において使用される鋼には、
上記各成分以外にNb0.005〜0.1%、V 0.005〜
0.1%の少なくとも一種が含有されている場合が
あり、このNb、または、Vは析出強化元素であ
つて、仕上圧延後の急冷によつて析出物が微細に
析出するので合金元素の効果を最大限に発揮させ
るのに有効であり、さらに、析出物が微細である
ために延性低下の度合が少ないのである。 しかし、このNbまたはVの析出強化元素は、
その含有量が0.005%未満ではその効果が期待す
ることができず、また、0.1%を越えて含有され
ると好ましくない組織を呈する場合が多くなる。
よつて、Nb,Vはその含有量を0.005〜0.1%の範
囲とするのである。 本発明に係る方法においては、特定の含有成分
および含有割合の鋼、例えば、分塊スラブ、また
は、連続鋳造スラブ等を使用して、粗圧延、仕上
圧延を行なつた後、ラミナー、または、スプレー
水で冷却し、冷却後所定の温度で巻取る熱間圧延
鋼板の製造工程中の、仕上後巻取りまでの鋼板の
平均冷却速度15〜40℃/sec、かつ、巻取温度を
550℃以下とすることが必要である。 これは、仕上圧延後の冷却速度を高めることに
よつて、フエライト粒の微細化をはかり、同一含
有成分の鋼であるならば延性低下を僅少にして強
度上昇をはかり、かつ、巻取温度を低くすること
によつて巻取後にその微細フエライト粒を粗大化
させず、また、延性には有害な粗大パーライトの
析出を抑制するための手段であつて、治金学的に
も極めて合理的なものである。 なお、40℃/se以上の冷却速度は不要であると
同時に延性劣化の原因となるベイナイト等が増大
するので好ましくない。 そして、鋼板の製造条件、例えば、鋼片加熱温
度、粗圧延条件、仕上圧延条件は適正な範囲に規
定する必要はあるが、通常の鋼板の製造条件が適
用された熱間圧延鋼板であればそのすべてに本発
明に係る方法を適用することが可能である。 なお、本発明に係る方法を適用することができ
る鋼種としそは、リムド鋼、セミキルド鋼、キル
ド鋼の何れも使用することができ、また、造塊、
連続鋳造材の如何は問わない。従つてAは必須
成分ではないが、Aキルド鋼に通常含有される
程量の量は許容される。 以下、本発明に係る強度−延性バランスの優れ
た熱間圧延鋼板の製造方法の実施例について説明
する。 実施例 第1表に示す各種鋼について、通常の溶製によ
り含有成分、成分割合となるように製造した。そ
して、第1表に示す冷却条件および巻取温度条件
により熱間圧延鋼板を製造した。 第1表に機械的性質として、引張強さ、全伸び
および切欠伸びを示してある。 第1表において、鋼の3,5,8,9,13,
17,21,25は本発明に係る方法により得られた熱
間圧延鋼板で、他の番号は比較鋼である。なお、
以下説明する第1図および第2図においても第1
表と同様である。
鋼板の製造方法に関する。 一般に、鋼材は降伏点および引張強さ等の強度
が上昇するに従つて全伸び、切欠伸びおよび曲げ
等の延性が劣化するのが普通であることはよく知
られている。 しかしながら、鋼材において強度と延性との相
関関係(以下強度−延性バランスという。)は、
可成り広いバンドを示すのが通常である。即ち、
同一強度の鋼材でもその延性の幅は相当広いもの
であり、これは、強度の他にも延性を支配する要
因があることを意味している。そして、これらの
要因の主なものとしては介在物、組織、結晶粒度
また析出物等がある。 従つて熱間圧延鋼板において、強度−延性バラ
ンスを向上させる方法として、例えば、介在物特
に圧延方向に延伸した硫化物系または珪酸塩系介
在物を少なくする方法、組織成分として延性に有
害なパーライトがベンナイトを少なくする方法、
および、結晶粒微細化による強化方法や固溶強化
方法のように強化の割りには延性低下の少ない鋼
の強化方法等の各種方法が個別に或いは適宜組合
せて用いられている。また、これらの方法を実施
するための種々の具体的手段が提案されている。 しかしながら、これら従来の方法では、熱間圧
延鋼材の強度−延性バランスの優れたものを得る
には末だ充分満足するには至つていないのが実情
である。 本発明は上記した点に鑑みなされたものであつ
て、強度−延性の優れた熱間圧延鋼材を比較的容
易に製造することができるものであり、その特徴
とするところは、(1)C 0.03〜0.20%、Si 1.0%
以下、Mn 0.3〜1.8%を含有し残部Fe及び不純物
よりなる鋼を熱間圧延した後、仕上げ後の冷却速
度15〜40℃/sec、巻取温度を550℃以下とするこ
とを特徴とする強度−延性バランスの優れた熱間
圧延鋼板の製造方法を第1の発明とし、(2) C
0.03〜0.2%、Si 1.0%以下、Mn 0.3〜1.8%を含
有し、且つ、Nb 0.005〜0.10%、V 0.005〜
0.10%の少くとも一種を含有し、残部Fe及び不
純物よりなる鋼を熱間圧延した後、仕上げ後の冷
却速度15〜40℃/sec、巻取温度を550℃以下とす
ることを特徴とする強度−延性バランスの優れた
熱間圧延鋼板の製造方法を第2の発明とする2つ
の発明よりなるものである。 本発明に係る強度−延性バランスの優れた熱間
圧延鋼板の製造方法(以下単に本発明に係る方法
ということもある。)について詳細に説明する。 先づ、本発明に係る方法において使用される鋼
の含有成分と含有割合について説明する。 Cは熱間圧延鋼板の強度と加工性に影響を与え
る含有成分であり、その含有量が0.03%未満では
強度を上昇させる効果が少なく、また、0.20%を
越えて含有されると加工性が劣るようになる。よ
つて、C含有量は0.03〜0.20%の範囲とするのが
好ましい。 Siは固溶強化元素であり、このSi含有による強
化は延性低下が少ないので加工用の熱間圧延鋼板
には好ましい含有元素であるが、多量に含有され
ていると鋼板の表面性状が劣化し、また、溶接性
を損なうようになる。よつて、Si含有量は1.0%
と以下とするのである。 Mnは強度、加工性、溶接性に影響を及ぼす含
有成分であり、その含有量が0.03%未満では熱間
脆性防止の効果がなく、また、1.80%を越えて含
有されると加工性、溶接性が著しく劣化するので
ある。よつてMn含有量は0.03〜1.80%の範囲と
する。 本発明に係る方法において使用される鋼には、
上記各成分以外にNb0.005〜0.1%、V 0.005〜
0.1%の少なくとも一種が含有されている場合が
あり、このNb、または、Vは析出強化元素であ
つて、仕上圧延後の急冷によつて析出物が微細に
析出するので合金元素の効果を最大限に発揮させ
るのに有効であり、さらに、析出物が微細である
ために延性低下の度合が少ないのである。 しかし、このNbまたはVの析出強化元素は、
その含有量が0.005%未満ではその効果が期待す
ることができず、また、0.1%を越えて含有され
ると好ましくない組織を呈する場合が多くなる。
よつて、Nb,Vはその含有量を0.005〜0.1%の範
囲とするのである。 本発明に係る方法においては、特定の含有成分
および含有割合の鋼、例えば、分塊スラブ、また
は、連続鋳造スラブ等を使用して、粗圧延、仕上
圧延を行なつた後、ラミナー、または、スプレー
水で冷却し、冷却後所定の温度で巻取る熱間圧延
鋼板の製造工程中の、仕上後巻取りまでの鋼板の
平均冷却速度15〜40℃/sec、かつ、巻取温度を
550℃以下とすることが必要である。 これは、仕上圧延後の冷却速度を高めることに
よつて、フエライト粒の微細化をはかり、同一含
有成分の鋼であるならば延性低下を僅少にして強
度上昇をはかり、かつ、巻取温度を低くすること
によつて巻取後にその微細フエライト粒を粗大化
させず、また、延性には有害な粗大パーライトの
析出を抑制するための手段であつて、治金学的に
も極めて合理的なものである。 なお、40℃/se以上の冷却速度は不要であると
同時に延性劣化の原因となるベイナイト等が増大
するので好ましくない。 そして、鋼板の製造条件、例えば、鋼片加熱温
度、粗圧延条件、仕上圧延条件は適正な範囲に規
定する必要はあるが、通常の鋼板の製造条件が適
用された熱間圧延鋼板であればそのすべてに本発
明に係る方法を適用することが可能である。 なお、本発明に係る方法を適用することができ
る鋼種としそは、リムド鋼、セミキルド鋼、キル
ド鋼の何れも使用することができ、また、造塊、
連続鋳造材の如何は問わない。従つてAは必須
成分ではないが、Aキルド鋼に通常含有される
程量の量は許容される。 以下、本発明に係る強度−延性バランスの優れ
た熱間圧延鋼板の製造方法の実施例について説明
する。 実施例 第1表に示す各種鋼について、通常の溶製によ
り含有成分、成分割合となるように製造した。そ
して、第1表に示す冷却条件および巻取温度条件
により熱間圧延鋼板を製造した。 第1表に機械的性質として、引張強さ、全伸び
および切欠伸びを示してある。 第1表において、鋼の3,5,8,9,13,
17,21,25は本発明に係る方法により得られた熱
間圧延鋼板で、他の番号は比較鋼である。なお、
以下説明する第1図および第2図においても第1
表と同様である。
【表】
【表】
この第1表からも明らかであるが、本発明に係
る方法により得られた鋼板3,5,8,9,1
3,17,21,25は、引張強さは他の鋼板に
比較して高い割には全伸びと切欠伸びは略同等で
ある。これからみても、強度−延性バランスは本
発明に係る方法により得られた熱間圧延鋼板の方
が優れていることがわかる。 また、第1図は強度(引張強さ5−延性(全伸
び)バランスを示したものであり、冷却速度が15
℃/sec以上(本発明に係る方法)のものが良好
な強度−全伸びバランスを示している(鋼:3,
5,8,9,13,17,21,25)ことがわかる。 第2図は強度(引張強さ)−延性(切欠伸び)
バランスを示したものであり、巻取り温度が550
℃以下(本発明に係る方法)のものが良好な強度
−切欠伸びバランスを示している(鋼3,5,
8,9,13,17,21,25)ことがわかる。 そして、第1表、および、第1図、第2図の説
明から、仕上後の冷却速度を15℃/sec以上と
し、また巻取温度を550℃以下としなければ優れ
た強度−延性バランスを有する熱間圧延鋼板を得
ることができないことは明らかである。 以上、説明したように、本発明に係る強度−延
性バランスの優れた熱間圧延鋼板の製造方方法は
上記の構成を有しているものであるから、従来の
方法に比して合金元素の含有量の少ない鋼を使用
することができ、かつ、例えば、低硫化、或い
は、硫化物形状制御を本発明に係る方法に適用し
てより効果を大きくすることもできるという効果
がある。
る方法により得られた鋼板3,5,8,9,1
3,17,21,25は、引張強さは他の鋼板に
比較して高い割には全伸びと切欠伸びは略同等で
ある。これからみても、強度−延性バランスは本
発明に係る方法により得られた熱間圧延鋼板の方
が優れていることがわかる。 また、第1図は強度(引張強さ5−延性(全伸
び)バランスを示したものであり、冷却速度が15
℃/sec以上(本発明に係る方法)のものが良好
な強度−全伸びバランスを示している(鋼:3,
5,8,9,13,17,21,25)ことがわかる。 第2図は強度(引張強さ)−延性(切欠伸び)
バランスを示したものであり、巻取り温度が550
℃以下(本発明に係る方法)のものが良好な強度
−切欠伸びバランスを示している(鋼3,5,
8,9,13,17,21,25)ことがわかる。 そして、第1表、および、第1図、第2図の説
明から、仕上後の冷却速度を15℃/sec以上と
し、また巻取温度を550℃以下としなければ優れ
た強度−延性バランスを有する熱間圧延鋼板を得
ることができないことは明らかである。 以上、説明したように、本発明に係る強度−延
性バランスの優れた熱間圧延鋼板の製造方方法は
上記の構成を有しているものであるから、従来の
方法に比して合金元素の含有量の少ない鋼を使用
することができ、かつ、例えば、低硫化、或い
は、硫化物形状制御を本発明に係る方法に適用し
てより効果を大きくすることもできるという効果
がある。
第1図は強度−全伸びバランスを本発明に係る
方法と従来法とを比較して示した説明図、第2図
は強度−切欠伸びバランスを本発明に係る方法と
従来法とを比較して示した説明図である。
方法と従来法とを比較して示した説明図、第2図
は強度−切欠伸びバランスを本発明に係る方法と
従来法とを比較して示した説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.03〜0.20%、Si 1.0%以下、 Mn0.3〜1.8% を含有し、残部鉄及び不純物よりなる鋼を熱間圧
延した後、仕上げ後の冷却速度を15〜40℃/
sec、巻取温度を550℃以下とすることを特徴とす
る強度−延性バランスの優れた熱間圧延鋼板の製
造方法。 2 C 0.03〜0.20%、Si 1.0%以下、 Mn 0.3〜1.8% を含有し、且つ、 Nb 0.005〜0.10%、V 0.005〜0.10% の少なくとも一方 を含有し、残部鉄及び不純物よりなる鋼を熱間圧
延した後、仕上げ後の冷却速度を15〜40℃/se、
巻取温度550℃以下とすることを特徴とする強度
−延性バランスの優れた熱間圧延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4139880A JPS56139626A (en) | 1980-03-31 | 1980-03-31 | Production of hot-rolled steel plate of superior strength-ductility balance |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4139880A JPS56139626A (en) | 1980-03-31 | 1980-03-31 | Production of hot-rolled steel plate of superior strength-ductility balance |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS56139626A JPS56139626A (en) | 1981-10-31 |
JPS6115929B2 true JPS6115929B2 (ja) | 1986-04-26 |
Family
ID=12607270
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4139880A Granted JPS56139626A (en) | 1980-03-31 | 1980-03-31 | Production of hot-rolled steel plate of superior strength-ductility balance |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS56139626A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2004-11-16 | Nkk Corporation | Method for manufacturing a steel sheet |
EP2166121A1 (en) | 1999-09-16 | 2010-03-24 | JFE Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5855528A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Kawasaki Steel Corp | 酸洗性が良好で加工性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
JPS62136529A (ja) * | 1985-12-09 | 1987-06-19 | Kawasaki Steel Corp | タイトスケ−ル鋼板の製造方法 |
KR100482201B1 (ko) * | 2002-10-18 | 2005-04-14 | 주식회사 포스코 | 권취 품질이 우수한 라인파이프용 열연강판의 제조방법 |
KR20040041890A (ko) * | 2002-11-12 | 2004-05-20 | 현대자동차주식회사 | 자동차의 연료필라도어 록킹장치 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JPS5114817A (ja) * | 1974-07-30 | 1976-02-05 | Nippon Steel Corp | Puresuyokokyodonetsuenkohanno seizohoho |
JPS5379716A (en) * | 1976-12-24 | 1978-07-14 | Nippon Steel Corp | Manufacture of hot rolled steel for warm working |
JPS5395121A (en) * | 1977-02-01 | 1978-08-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high tensile steel sheet |
JPS5528336A (en) * | 1978-08-18 | 1980-02-28 | Nippon Steel Corp | Manufacture of hot rolled precipitation hardening type steel sheet of low yield ratio of 0.8 or less |
-
1980
- 1980-03-31 JP JP4139880A patent/JPS56139626A/ja active Granted
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---|---|
JPS56139626A (en) | 1981-10-31 |
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