JPS6367524B2 - - Google Patents
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- JPS6367524B2 JPS6367524B2 JP8340583A JP8340583A JPS6367524B2 JP S6367524 B2 JPS6367524 B2 JP S6367524B2 JP 8340583 A JP8340583 A JP 8340583A JP 8340583 A JP8340583 A JP 8340583A JP S6367524 B2 JPS6367524 B2 JP S6367524B2
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Classifications
-
- 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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、伸びが30％程度、衝撃破面遷移温
度が−40℃程度で、かつ、引張強さが50Kgｆ／mm2
以上という、加工性、靭性、そして強度がともに
優れた熱延高張力鋼板は、連続鋳造で得られる熱
スラブの保有熱を有効に利用して、エネルギー消
費量少なく製造する方法に関するものである。 従来、引張強さが50Kgｆ／mm2以上の非調質熱延
鋼板として、Ti、Nb及びＶ等の元素を添加して
熱延し、550〜600℃で巻取つたものが主として知
られ、使用に供されてきたが、この鋼板には、高
価な添加元素を必要とするのでコスト高となる
上、加工性の面からも汎用性を欠けるという問題
があり、幅広い要望に応えられないでいるのが現
状であつた。 そのほか、非調質熱延高張力鋼板として、通常
炭素鋼を熱延後、Ms点以下の温度まで急冷して
巻取り、２相鋼としたものも知られているが、こ
の鋼板にも、製造コストが高くなることに加えて
降伏比が低いという問題点があり、やはりその用
途が制限されるものであつた。 ところで、近年、省エネルギーの観点から、連
続鋳造後の熱スラブを一旦冷却することなくその
まま、或いは軽加熱や保温工程を経ただけで熱間
圧延するという直接圧延法が注目され、多くの研
究報告がなされるようになつてきた。そこで、コ
スト低減のために前記直接圧延法を非調質熱延鋼
板の製造に適用しようとの試みもなされたが、熱
スラブをAr3点以下にまで降温せずに熱間圧延す
ると、圧延前のオーステナイト粒が超粗粒となつ
ているので圧延後の組織も粗粒となり、加工性や
靭性が著しく劣化するという不都合を生じたこと
から、結局は、従来のように連続鋳造スラブを
Ar3点以下に一旦降温してから再加熱し、圧延せ
ざるを得ないという状態が続いていたのである。 本発明者等は、上述のような観点から、十分な
強度と優れた加工性とを備えた高張力鋼板を、直
接圧延法によつてエネルギー消費少なく製造する
方法を見出すべく、鋼材成分組成、並びに圧延処
理手段の両面から各種試験・調査を繰り返しなが
ら研究を重ねた結果、特定成分割合の炭素鋼を熱
間圧延する際、その仕上げ温度、圧延後の冷却速
度、及び巻取温度をそれぞれ特定の値に制御すれ
ば、鋼の成分として特殊な元素を添加することな
く、また連続鋳造によつて得られた熱延スラブを
一旦Ar3点以下にまで降温しなくても、良好な加
工性と高強度を備え、かつ高靭性を示す熱延鋼板
が得られることを知見するに至つたのである。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.12〜0.25％、Si：0.50％以下、 Mn：0.50〜1.2％、Ｓ：0.015％以下、 Al：0.005〜0.080％、 を含有するか、或いは更に、 Ｐ：0.10％以下、Ｎ：0.0300％以下、 Ca：0.010％以下、 のうちの１種以上をも含み、 Fe及び不可避的不純物：残り、 から成る成分組成（以下、成分割合を表わす％は
重量％とする）の鋼を連続鋳造してスラブとした
後、該スラブの温度をAr3点以下に下げることな
く引き続いて熱間圧延を行い、（Ar3点＋50℃）
〜Ar3点の温度で圧延を終了後、500℃〜Ms点の
温度域まで60℃／sec以上の冷却速度で加速冷却
し、巻取ることにより、加工性、靭性、並びに強
度がともに優れた加工用熱延高張力鋼板を実現し
た点に特徴を有するものである。 次いで、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、Al、Ｐ、Ｎ、及びCaの成分組成、更には圧
延条件並びに冷却条件を上記の如くに限定した理
由を説明する。 Ａ 鋼の成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、鋼を強化する作用があり、50
Kgｆ／mm2以上の引張り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、0.25％を超えて含有させると、例
えば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、Ｃ含有量
を0.12〜0.25％と定めた。 (b) Si Si成分には固溶強化によつて鋼を強化する
作用があり、延性の優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％を超えると、鋼板の表面性状が、いわ
ゆる島状スケールの発生により劣化するよう
になることから、Si含有量を0.50％以下と定
めた。 (c) Mn Mn成分には、固溶強化によつて鋼を強化
するとともに鋼の焼入れ性を向上し、パーラ
イト粒の分散化による局部延性をも向上する
作用があり必要な強度を得るためには0.50％
以上の含有量が必要であるが、その含有量が
1.2％を超えると低温変態組織が混ざつた２
相となり、低降伏比となる上、コストも上昇
することから、Mn含有量を0.50〜1.2％と定
めた。 (d) Ｓ Ｓは、硫化物を生成し、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、Ｓ含有量の上限を
0.015％と定めた。 (e) Al Al（sol.Al）は鋼の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り、他方0.080
％を超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、Al含有量を0.005〜0.080％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
を有しており、鋼の強度をより一層向上する
必要がある場合に積極的に添加するものであ
るが、その含有量が0.10％を超えると結晶粒
界の脆化を生ずるようになることから、Ｐ含
有量は0.10％以下と定めた。 (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造時にフク
レを生じ、かつ加工性を劣化させるようにな
ることから、Ｎ含有量は0.0300％以下と定め
た。 (h) Ca Ca成分には、介在物の形状調整作用によ
り鋼の加工性を向上させる作用があるので、
加工性をより一層向上せしめる必要がある場
合に添加含有せしめられるものであるが、
0.010％を越えて含有させると鋼中の介在物
量が多くなり、添加目的とは逆に加工性を劣
下することとなるので、Ca含有量は0.010％
以下と定めた。 Ｂ 熱スラブの温度をAr3点以下に下げない理由 連続鋳造によつて得られた熱スラブの温度を
Ar3点以下に下げることなく引き続いて熱間圧
延に付すのは、再加熱に必要な加熱炉の燃料原
単位をなくする意味と、Ar3点以下に降温する
とＮがAlNとして析出してしまつて、固溶Ｎ
による強化作用が損われるためである。 Ｃ 圧延終了温度（圧延仕上げ温度） 第１図は、鋼板の伸び、靭性及び降伏点に与
える最終仕上げ温度の影響を示す図であり、こ
れは、 Ｃ：0.16〜0.20％、Si：0.1〜0.2％、 Mn：0.8〜1.0％、Ｓ：0.002〜0.010％、 Al：0.01〜0.05％、 Ｎ：0.0060〜0.0150％、 Ｐ：0.020〜0.080％、 Ca：０〜0.005％ を含有し、残部が実質的にFeである鋼を、連
続鋳造にて200mm厚のスラブとした後、Ar3点
以下に降温することなく直接圧延して得た2.6
mm厚の熱延板について行つた調査結果である。 第１図からは、最終仕上げ温度（圧延終了温
度）がAr3点より低くなると、フエライト域で
の圧延を含むこととなつて初析フエライトが加
工されるために降伏点が著しく高くなり、また
加工性（伸び）も劣化することがわかる。一
方、最終仕上げ温度が（Ar3点＋50℃）よりも
高い温度になると、圧延によるオーステナイト
の細粒化効果が不十分なために組織の粗粒化が
顕著となり、延性並びに靭性の劣化を生ずるこ
ととなることが明らかである。従つて、圧延終
了温度を（Ar3点＋50℃）〜Ar3点の温度と定
めた。 Ｄ 圧延終了後の冷却速度 圧延終了後の冷却速度が60℃／sec下回ると
フエライト粒が粗粒となり、加工性並びに靭性
の劣化を招くことから、上記冷却速度を60℃／
sec以上と定めた。 第２図は、鋼板のフエライト粒度No.、伸び及
び靭性に与える圧延後の冷却速度の影響を示す
図であり、最終仕上げ温度の影響を調べたとき
と同じ条件で熱スラブを直接圧延し、それぞれ
の最終仕上温度を（Ar3点＋50℃）〜Ar3点と
した2.6mm厚の鋼板について調べたものである。
第２図からも、圧延終了後の冷却速度が60℃／
secを下回ると前記諸特性が劣化することが明
らかである。 冷却速度の上限については格別な制限を必要
とするものではないが、冷却速度が極端に速く
なるとベイナイトが混入することとなるので、
60〜150℃／secの冷却速度を好ましい範囲とし
て推奨できる。 つまり、圧延後の冷却速度が遅い場合には、
上述したように、圧延後の粗大γ粒から初折フ
エライトが析出・成長することとなつて粗大な
フエライト粒を形成し、極端な靭性劣化を招く
上、第二相であるパーライト部も大きくなつて
加工性をも劣化することから、特に下限値の60
℃／secを下回らないように冷却速度の制御を
十分実施する必要がある。 Ｅ 加速冷却終了温度（巻取り温度） 巻取り温度を500〜Ms点としたのは、その温
度が500℃を越えるとAlNが析出して固溶Ｎに
よる強化が期待できなくなり、一方、Ms点未
満の温度で巻取ると、いわゆる二相鋼となつて
しまつ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。 更に、巻取り温度を500℃以下とすることに
より、Ｐの粒界偏析による脆化を防止すること
ができ、従つてＰの多量添加が可能になること
からも、巻取り温度を500℃以下にすることが
有利である。 なお、この発明の方法において対象となる鋼
は、通常の溶解炉にて溶製、脱酸、成分調整をな
され（必要に応じて脱ガス処理を行つても良いこ
とはもちろんである）、連続鋳造された後、熱間
圧延されるが、圧延開始温度には特に制限がない
けれども、連続鋳造で得られた熱スラブをAr3点
以下に降温することなく直接圧延することが肝要
であることは前述の通りである。ここで、「直接
圧延」とは、直接熱間圧延設備に熱スラブを送つ
て圧延するか、或いは熱スラブを一旦加熱炉に装
入して軽加熱又は軽保熱後圧延するという意味で
ある。 次いで、この発明を実施例により比較例を対比
しながら説明する。 実施例 １ まず、常法にて、Ｃ：0.15％、Si：0.1％、
Mn：0.82％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.005％、Al：
0.04％、Ｎ：0.0062％を含有する鋼を溶製し、連
続鋳造にて250mm厚のスラブとした後、第１表に
示される如き条件にて圧延し、3.5mm厚の熱延板
を製造した。なお、この鋼のAr3点
度が−40℃程度で、かつ、引張強さが50Kgｆ／mm2
以上という、加工性、靭性、そして強度がともに
優れた熱延高張力鋼板は、連続鋳造で得られる熱
スラブの保有熱を有効に利用して、エネルギー消
費量少なく製造する方法に関するものである。 従来、引張強さが50Kgｆ／mm2以上の非調質熱延
鋼板として、Ti、Nb及びＶ等の元素を添加して
熱延し、550〜600℃で巻取つたものが主として知
られ、使用に供されてきたが、この鋼板には、高
価な添加元素を必要とするのでコスト高となる
上、加工性の面からも汎用性を欠けるという問題
があり、幅広い要望に応えられないでいるのが現
状であつた。 そのほか、非調質熱延高張力鋼板として、通常
炭素鋼を熱延後、Ms点以下の温度まで急冷して
巻取り、２相鋼としたものも知られているが、こ
の鋼板にも、製造コストが高くなることに加えて
降伏比が低いという問題点があり、やはりその用
途が制限されるものであつた。 ところで、近年、省エネルギーの観点から、連
続鋳造後の熱スラブを一旦冷却することなくその
まま、或いは軽加熱や保温工程を経ただけで熱間
圧延するという直接圧延法が注目され、多くの研
究報告がなされるようになつてきた。そこで、コ
スト低減のために前記直接圧延法を非調質熱延鋼
板の製造に適用しようとの試みもなされたが、熱
スラブをAr3点以下にまで降温せずに熱間圧延す
ると、圧延前のオーステナイト粒が超粗粒となつ
ているので圧延後の組織も粗粒となり、加工性や
靭性が著しく劣化するという不都合を生じたこと
から、結局は、従来のように連続鋳造スラブを
Ar3点以下に一旦降温してから再加熱し、圧延せ
ざるを得ないという状態が続いていたのである。 本発明者等は、上述のような観点から、十分な
強度と優れた加工性とを備えた高張力鋼板を、直
接圧延法によつてエネルギー消費少なく製造する
方法を見出すべく、鋼材成分組成、並びに圧延処
理手段の両面から各種試験・調査を繰り返しなが
ら研究を重ねた結果、特定成分割合の炭素鋼を熱
間圧延する際、その仕上げ温度、圧延後の冷却速
度、及び巻取温度をそれぞれ特定の値に制御すれ
ば、鋼の成分として特殊な元素を添加することな
く、また連続鋳造によつて得られた熱延スラブを
一旦Ar3点以下にまで降温しなくても、良好な加
工性と高強度を備え、かつ高靭性を示す熱延鋼板
が得られることを知見するに至つたのである。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.12〜0.25％、Si：0.50％以下、 Mn：0.50〜1.2％、Ｓ：0.015％以下、 Al：0.005〜0.080％、 を含有するか、或いは更に、 Ｐ：0.10％以下、Ｎ：0.0300％以下、 Ca：0.010％以下、 のうちの１種以上をも含み、 Fe及び不可避的不純物：残り、 から成る成分組成（以下、成分割合を表わす％は
重量％とする）の鋼を連続鋳造してスラブとした
後、該スラブの温度をAr3点以下に下げることな
く引き続いて熱間圧延を行い、（Ar3点＋50℃）
〜Ar3点の温度で圧延を終了後、500℃〜Ms点の
温度域まで60℃／sec以上の冷却速度で加速冷却
し、巻取ることにより、加工性、靭性、並びに強
度がともに優れた加工用熱延高張力鋼板を実現し
た点に特徴を有するものである。 次いで、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、Al、Ｐ、Ｎ、及びCaの成分組成、更には圧
延条件並びに冷却条件を上記の如くに限定した理
由を説明する。 Ａ 鋼の成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、鋼を強化する作用があり、50
Kgｆ／mm2以上の引張り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、0.25％を超えて含有させると、例
えば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、Ｃ含有量
を0.12〜0.25％と定めた。 (b) Si Si成分には固溶強化によつて鋼を強化する
作用があり、延性の優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％を超えると、鋼板の表面性状が、いわ
ゆる島状スケールの発生により劣化するよう
になることから、Si含有量を0.50％以下と定
めた。 (c) Mn Mn成分には、固溶強化によつて鋼を強化
するとともに鋼の焼入れ性を向上し、パーラ
イト粒の分散化による局部延性をも向上する
作用があり必要な強度を得るためには0.50％
以上の含有量が必要であるが、その含有量が
1.2％を超えると低温変態組織が混ざつた２
相となり、低降伏比となる上、コストも上昇
することから、Mn含有量を0.50〜1.2％と定
めた。 (d) Ｓ Ｓは、硫化物を生成し、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、Ｓ含有量の上限を
0.015％と定めた。 (e) Al Al（sol.Al）は鋼の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り、他方0.080
％を超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、Al含有量を0.005〜0.080％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
を有しており、鋼の強度をより一層向上する
必要がある場合に積極的に添加するものであ
るが、その含有量が0.10％を超えると結晶粒
界の脆化を生ずるようになることから、Ｐ含
有量は0.10％以下と定めた。 (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造時にフク
レを生じ、かつ加工性を劣化させるようにな
ることから、Ｎ含有量は0.0300％以下と定め
た。 (h) Ca Ca成分には、介在物の形状調整作用によ
り鋼の加工性を向上させる作用があるので、
加工性をより一層向上せしめる必要がある場
合に添加含有せしめられるものであるが、
0.010％を越えて含有させると鋼中の介在物
量が多くなり、添加目的とは逆に加工性を劣
下することとなるので、Ca含有量は0.010％
以下と定めた。 Ｂ 熱スラブの温度をAr3点以下に下げない理由 連続鋳造によつて得られた熱スラブの温度を
Ar3点以下に下げることなく引き続いて熱間圧
延に付すのは、再加熱に必要な加熱炉の燃料原
単位をなくする意味と、Ar3点以下に降温する
とＮがAlNとして析出してしまつて、固溶Ｎ
による強化作用が損われるためである。 Ｃ 圧延終了温度（圧延仕上げ温度） 第１図は、鋼板の伸び、靭性及び降伏点に与
える最終仕上げ温度の影響を示す図であり、こ
れは、 Ｃ：0.16〜0.20％、Si：0.1〜0.2％、 Mn：0.8〜1.0％、Ｓ：0.002〜0.010％、 Al：0.01〜0.05％、 Ｎ：0.0060〜0.0150％、 Ｐ：0.020〜0.080％、 Ca：０〜0.005％ を含有し、残部が実質的にFeである鋼を、連
続鋳造にて200mm厚のスラブとした後、Ar3点
以下に降温することなく直接圧延して得た2.6
mm厚の熱延板について行つた調査結果である。 第１図からは、最終仕上げ温度（圧延終了温
度）がAr3点より低くなると、フエライト域で
の圧延を含むこととなつて初析フエライトが加
工されるために降伏点が著しく高くなり、また
加工性（伸び）も劣化することがわかる。一
方、最終仕上げ温度が（Ar3点＋50℃）よりも
高い温度になると、圧延によるオーステナイト
の細粒化効果が不十分なために組織の粗粒化が
顕著となり、延性並びに靭性の劣化を生ずるこ
ととなることが明らかである。従つて、圧延終
了温度を（Ar3点＋50℃）〜Ar3点の温度と定
めた。 Ｄ 圧延終了後の冷却速度 圧延終了後の冷却速度が60℃／sec下回ると
フエライト粒が粗粒となり、加工性並びに靭性
の劣化を招くことから、上記冷却速度を60℃／
sec以上と定めた。 第２図は、鋼板のフエライト粒度No.、伸び及
び靭性に与える圧延後の冷却速度の影響を示す
図であり、最終仕上げ温度の影響を調べたとき
と同じ条件で熱スラブを直接圧延し、それぞれ
の最終仕上温度を（Ar3点＋50℃）〜Ar3点と
した2.6mm厚の鋼板について調べたものである。
第２図からも、圧延終了後の冷却速度が60℃／
secを下回ると前記諸特性が劣化することが明
らかである。 冷却速度の上限については格別な制限を必要
とするものではないが、冷却速度が極端に速く
なるとベイナイトが混入することとなるので、
60〜150℃／secの冷却速度を好ましい範囲とし
て推奨できる。 つまり、圧延後の冷却速度が遅い場合には、
上述したように、圧延後の粗大γ粒から初折フ
エライトが析出・成長することとなつて粗大な
フエライト粒を形成し、極端な靭性劣化を招く
上、第二相であるパーライト部も大きくなつて
加工性をも劣化することから、特に下限値の60
℃／secを下回らないように冷却速度の制御を
十分実施する必要がある。 Ｅ 加速冷却終了温度（巻取り温度） 巻取り温度を500〜Ms点としたのは、その温
度が500℃を越えるとAlNが析出して固溶Ｎに
よる強化が期待できなくなり、一方、Ms点未
満の温度で巻取ると、いわゆる二相鋼となつて
しまつ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。 更に、巻取り温度を500℃以下とすることに
より、Ｐの粒界偏析による脆化を防止すること
ができ、従つてＰの多量添加が可能になること
からも、巻取り温度を500℃以下にすることが
有利である。 なお、この発明の方法において対象となる鋼
は、通常の溶解炉にて溶製、脱酸、成分調整をな
され（必要に応じて脱ガス処理を行つても良いこ
とはもちろんである）、連続鋳造された後、熱間
圧延されるが、圧延開始温度には特に制限がない
けれども、連続鋳造で得られた熱スラブをAr3点
以下に降温することなく直接圧延することが肝要
であることは前述の通りである。ここで、「直接
圧延」とは、直接熱間圧延設備に熱スラブを送つ
て圧延するか、或いは熱スラブを一旦加熱炉に装
入して軽加熱又は軽保熱後圧延するという意味で
ある。 次いで、この発明を実施例により比較例を対比
しながら説明する。 実施例 １ まず、常法にて、Ｃ：0.15％、Si：0.1％、
Mn：0.82％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.005％、Al：
0.04％、Ｎ：0.0062％を含有する鋼を溶製し、連
続鋳造にて250mm厚のスラブとした後、第１表に
示される如き条件にて圧延し、3.5mm厚の熱延板
を製造した。なお、この鋼のAr3点
【表】
(注) ※印は、本発明の条件から外れていることを
示すものである。
は780℃で、Ms点は405℃であつた。 また、第１表における「通常加熱法」とは、連
続鋳造スラブを一旦室温まで冷却し、熱間圧延の
ために再び高温（1200℃）に加熱する方法であ
り、「再加熱法」とは、連続鋳造スラブをAr3点
以下（600℃）にまで冷却後、熱間圧延のために
再び高温に加熱する方法であり、「直接圧延」と
は、連続鋳造熱スラブをAr3点以下に降温するこ
となくそのまま直接熱間圧延する方法を指すもの
である。 そして、このようにして得られた鋼板の特性、
並びに加熱炉の燃料原単位を測定し、その結果も
第１表に併せて示した。 第１表に示される結果からも明らかなように、
本発明の方法によれば、大幅な省エネルギーが図
れると共に、優れた加工性と靭性とを有する高強
度鋼板が得られるのに対して、通常加熱法である
比較法１では、狙いとする50Kgｆ／mm2以上の引張
強さを実現できないばかりでなく、多量の加熱炉
燃料を必要としており、再加熱法である比較法２
では、若干の省エネルギーとはなるけれども、得
られる鋼板の特性は比較法１と同レベルでしかな
い。そして、比較法３は連続鋳造スラブを直接圧
延したもので、大幅な省エネルギーを図れるが、
圧延仕上温度、冷却速度、及び巻取温度共に本発
明の範囲から外れているために得られる鋼板の特
性は比較法１及び２よりも劣つた結果となつてい
る。また、比較法６〜10は、仕上温度、冷却速度
及び巻取温度のいずれかが本発明の範囲から外れ
ていることであり、得られる鋼板は、やはり本発
明方法で得られるものに比して特性が明らかに劣
化したものとなつている。 実施例 ２ それぞれ第２表に示される如き成分組成の鋼を
常法通りに溶製し、連続鋳造にて200mm厚のスラ
ブとした後、引き続いてAr3点以下に降温するこ
となく直接圧延した。その際の圧延条件は、圧延
開始温度：1000℃、仕上温度：800℃、冷却速
度：80℃／sec、巻取温度：450℃であり、得られ
た鋼板の板厚は4.5mmであつた。
示すものである。
は780℃で、Ms点は405℃であつた。 また、第１表における「通常加熱法」とは、連
続鋳造スラブを一旦室温まで冷却し、熱間圧延の
ために再び高温（1200℃）に加熱する方法であ
り、「再加熱法」とは、連続鋳造スラブをAr3点
以下（600℃）にまで冷却後、熱間圧延のために
再び高温に加熱する方法であり、「直接圧延」と
は、連続鋳造熱スラブをAr3点以下に降温するこ
となくそのまま直接熱間圧延する方法を指すもの
である。 そして、このようにして得られた鋼板の特性、
並びに加熱炉の燃料原単位を測定し、その結果も
第１表に併せて示した。 第１表に示される結果からも明らかなように、
本発明の方法によれば、大幅な省エネルギーが図
れると共に、優れた加工性と靭性とを有する高強
度鋼板が得られるのに対して、通常加熱法である
比較法１では、狙いとする50Kgｆ／mm2以上の引張
強さを実現できないばかりでなく、多量の加熱炉
燃料を必要としており、再加熱法である比較法２
では、若干の省エネルギーとはなるけれども、得
られる鋼板の特性は比較法１と同レベルでしかな
い。そして、比較法３は連続鋳造スラブを直接圧
延したもので、大幅な省エネルギーを図れるが、
圧延仕上温度、冷却速度、及び巻取温度共に本発
明の範囲から外れているために得られる鋼板の特
性は比較法１及び２よりも劣つた結果となつてい
る。また、比較法６〜10は、仕上温度、冷却速度
及び巻取温度のいずれかが本発明の範囲から外れ
ていることであり、得られる鋼板は、やはり本発
明方法で得られるものに比して特性が明らかに劣
化したものとなつている。 実施例 ２ それぞれ第２表に示される如き成分組成の鋼を
常法通りに溶製し、連続鋳造にて200mm厚のスラ
ブとした後、引き続いてAr3点以下に降温するこ
となく直接圧延した。その際の圧延条件は、圧延
開始温度：1000℃、仕上温度：800℃、冷却速
度：80℃／sec、巻取温度：450℃であり、得られ
た鋼板の板厚は4.5mmであつた。
【表】
【表】
(注) ※印は、本発明の範囲から外れていることを
示す。
このようにして得られた熱延鋼板の諸特性を測
定した結果も、第２表に併せて示した。 第２表に示される結果からも明らかなように、
本発明方法11〜18によれば優れた加工性と靭性と
を有する高強度鋼板が得られるのに対して、鋼の
化学成分組成が本発明の範囲から外れているもの
を使用した比較法19〜23では、加工性或いは靭性
に劣る鋼板しか得られないことがわかる。 上述のように、この発明によれば、加工性、靭
性、及び強度がともに優れた熱延高張力鋼板を、
エネルギー消費量少なく低コストで製造すること
が可能となるなど、工業上有用な効果が得られる
のである。
示す。
このようにして得られた熱延鋼板の諸特性を測
定した結果も、第２表に併せて示した。 第２表に示される結果からも明らかなように、
本発明方法11〜18によれば優れた加工性と靭性と
を有する高強度鋼板が得られるのに対して、鋼の
化学成分組成が本発明の範囲から外れているもの
を使用した比較法19〜23では、加工性或いは靭性
に劣る鋼板しか得られないことがわかる。 上述のように、この発明によれば、加工性、靭
性、及び強度がともに優れた熱延高張力鋼板を、
エネルギー消費量少なく低コストで製造すること
が可能となるなど、工業上有用な効果が得られる
のである。
第１図は鋼板の伸び、靭性及び降伏点に与える
最終仕上げ温度の影響を示す図、第２図は鋼板の
フエライト粒度No.、伸び及び靭性に与える圧延後
の冷却速度の影響を示す図である。
最終仕上げ温度の影響を示す図、第２図は鋼板の
フエライト粒度No.、伸び及び靭性に与える圧延後
の冷却速度の影響を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.12〜0.25％、 Si：0.50％以下、 Mn：0.50〜1.2％、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.005〜0.080％、 Fe及び不可避的不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の鋼を連続鋳造
してスラブとした後、該スラブの温度をAr3点以
下に下げることなく引き続いて熱間圧延を行い、
（Ar3点＋50℃）〜Ar3点の温度で圧延を終了後、
500℃〜Ms点の温度域まで60℃／sec以上の冷却
速度で加速冷却し、巻取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％、 Si：0.50％以下、 Mn：0.50〜1.2％、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.005〜0.080％、 を含有するとともに、更に、 Ｐ：0.10％以下、 Ｎ：0.0300％以下、 Ca：0.010％以下、 のうちの１種以上をも含み、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の鋼を連続鋳造
してスラブとした後、該スラブの温度をAr3点以
下に下げることなく引き続いて熱間圧延を行い、
（Ar3点＋50℃）〜Ar3点の温度で圧延を終了後、
500℃〜Ms点の温度域まで60℃／sec以上の冷却
速度で加速冷却し、巻取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 |
|---|---|---|---|
| JP8340583A JPS59208019A (ja) | 1983-05-12 | 1983-05-12 | 加工用熱延高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8340583A JPS59208019A (ja) | 1983-05-12 | 1983-05-12 | 加工用熱延高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59208019A JPS59208019A (ja) | 1984-11-26 |
| JPS6367524B2 true JPS6367524B2 (ja) | 1988-12-26 |
Family
ID=13801512
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8340583A Granted JPS59208019A (ja) | 1983-05-12 | 1983-05-12 | 加工用熱延高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59208019A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02123014A (ja) * | 1988-10-28 | 1990-05-10 | Nippon Spindle Mfg Co Ltd | スクリューフィーダ |
| US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2004-11-16 | Nkk Corporation | Method for manufacturing a steel sheet |
| EP2166122A1 (en) | 1999-09-16 | 2010-03-24 | JFE Steel Corporation | Method of manufacturing high strength steel |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61194112A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Nippon Steel Corp | スケ−ル密着性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-05-12 JP JP8340583A patent/JPS59208019A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02123014A (ja) * | 1988-10-28 | 1990-05-10 | Nippon Spindle Mfg Co Ltd | スクリューフィーダ |
| EP2166122A1 (en) | 1999-09-16 | 2010-03-24 | JFE Steel Corporation | Method of manufacturing high strength steel |
| EP2166121A1 (en) | 1999-09-16 | 2010-03-24 | JFE Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
| US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2004-11-16 | Nkk Corporation | Method for manufacturing a steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59208019A (ja) | 1984-11-26 |
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