JPH0141689B2 - - Google Patents
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- JPH0141689B2 JPH0141689B2 JP61033646A JP3364686A JPH0141689B2 JP H0141689 B2 JPH0141689 B2 JP H0141689B2 JP 61033646 A JP61033646 A JP 61033646A JP 3364686 A JP3364686 A JP 3364686A JP H0141689 B2 JPH0141689 B2 JP H0141689B2
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- rolling
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- hot
- steel
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、特定の成分からなり、熱延ままで高
い値を有する熱延鋼板の製造方法に関するもの
である。 （従来の技術） 薄板の加工のうち、深絞りは基本的な加工であ
り、薄板の加工性のなかで論ぜられる深絞り性は
極めて重要な因子である。周知のごとく深絞り性
の支配因子は値であり、例えば冷延、焼鈍を施
し集合組織を制御することにより値を高める努
力がなされている。ここで、値とはＬ、Ｃ、Ｄ
（45度）方向のランクフオード値の平均値のこと
であり、それぞれランクフオード値をrL、rC、rD
として ＝（rL＋rC＋2rD）／４ により算出されている。 従来、熱延鋼板では値の低いこと（〜0.9）
が常識とされている。これは、熱間圧延ままでは
結晶方位がランダムであり、値に有利な集合組
織が得られないからである。従つて、値の高い
鋼板を得るためには、冷延、焼鈍する必要があ
り、逆に冷延、焼鈍することが値を確保する唯
一の方法と考えられている。 一方、最近の、熱延鋼板の加工性に対するユー
ザーの要求は、高くなる一方であり、従来の製造
方法のみでは限界近くまでに及んでいる。従つ
て、従来にはない、まつたく新しい性質を有する
鋼板の開発が必要とされてきた。 従来技術において、高加工性という観点で、時
効性に有害な固溶〔Ｃ〕、〔Ｎ〕を真空脱ガス法、
もしくはTi、Nb、Ｂ、Alなどで固定することに
よりIF（インターステイシアルフリーInterstitial
Free）化し、加工性に有害なＰ、Ｓなどを極力
下げた鋼を、適当な熱延条件で圧延することによ
る、低YP、高伸びでかつ伸びフランジ性、張出
し性に優れた熱延鋼板製造技術（例えば特開昭55
−107732号公報、特開昭54−86421号公報等）は
多く見受けられる。しかしこれはいずれも高々
0.90程度で高い値を付与させた熱延鋼板製造技
術ではない。 一方、熱延鋼板で高い値を付与させた製造技
術としては、IF化させた鋼を仕上圧延段階で温
間（＋油潤滑）圧延する技術（例えば、特開昭59
−226149号公報、特開昭59−124751号など）があ
る。しかしこれらは、いずれも焼鈍が必須であり
圧廷方法そのものが非常に難しい技術である。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明者は、上述した先行技術とは全く違つた
観点から新しい性質を有する高加工性熱延鋼板を
得るべく鋭意研究検討を重ねた。その結果として
新しい性質とは高い値を得ることであることを
見出した。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、高い値を得るためには、特定
成分でオーステナイト圧延を制御すれば良いこと
を見出した。すなわち本発明はC0.015wt％以下、
Mn1.0〜2.5wt％、Al0.005〜0.10wt％、Nb0.01〜
0.06wt％、Ti0.01〜0.1wt％を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼を熱片のまま、ま
たは、加熱炉に装入し1150℃以上に加熱したの
ち、粗圧廷において980〜1100℃の温度範囲で１
パス、20％以上の大圧下を少なくとも１回以上加
え、仕上圧延をAr3〜930℃で終了し、仕上圧延
におけるAr3＋150℃以下での全圧下量を90％以
上とし、600〜800℃で巻取ることを特徴とする高
ｒ値熱延鋼板の製造方法を要旨とするもので、高
Mnで固溶〔Ｃ、Ｎ〕のないIF鋼をγ域における
特定温度範囲で大圧下をとり、その後冷却し特定
の温度で巻取る技術である。 以下、本発明の成分および熱延条件の限定理由
について詳述する。 Ｃは、IF化を計るためには、極力低い方が良
い。本発明鋼はMnの高いことが一つの特徴であ
るが、製鋼での溶製上Mn添加によりＣピツクア
ツプが生じ、どうしてもＣ量が増加してしまう場
合も考慮に入れ、Ｃの上限を0.015wt％とした。
好ましい範囲は、0.003〜0.008wt％である。 Mnは、本発明にとつて重要な元素である。周
知のごとくMnは鋼の強度を上げる元素であり、
従来の高加工性熱延鋼板製造技術では、極力下げ
た方が良いと判断されていた。しかしながら、本
発明者らがその常識を省みず、敢えて添加するよ
うに至つた理由は次のとおりである。すなわち、
Mnは、Ｃ以外には鋼の材質をあまり劣化させる
こと無く変態点を下げる唯一の元素である。従つ
て、仕上圧延段階でオーステナイトを未再結晶圧
延させるためには非常に有効な元素である。その
ためには少なくとも1.0wt％は必要である。製鋼
での溶製上、特別な配慮を必要としない範囲とし
て、上限を2.5wt％とした。好ましい範囲は、1.0
〜2.0wt％である。 Alは、脱酸剤として必要であり、0.005wt％未
満であるとその効果は無くなる。上限は0.10wt％
とした。脱酸剤としての効果はこの量で十分であ
る。 Nbは、Mnと同様に本発明にとつて重要な元素
である。従来の高加工性熱延鋼板製造技術では、
NbはTiと同様、唯単に時効性に有害な固溶
〔Ｃ〕、〔Ｎ〕を固定するためにのみ添加されてい
た。従つて、熱延加熱温度を低くするのが、従来
の製造技術である。本発明は、それとは別の理由
でNbを添加する。すなわち、Nbがオーステナイ
トの再結晶温度を上げる元素であることを積極的
に利用する。そのために熱延加熱温度、もしくは
スラブの圧延工程に至る時の温度が重要であるこ
とは当然である。そのための、必要最低Nb量は、
0.01wt％である。また、上限としては、0.06wt％
で充分である。好ましい範囲は、0.02〜0.05wt％
である。 Tiは、Ｃおよび不可避的不純物としてのＮ、
Ｓを固定するために添加する。その量としては
0.01wt％は必要である。製鋼での溶製の観点よ
り、その上限を0.1wt％とした。 更に、より高度の値、加工性を要求される場
合を考慮し、Ｐ、Ｓは極力下げた方が良い。特に
ＰはAr3変態点を極端に上げるため低い方が良
く、好ましい範囲として0.01wt％未満、Ｓは加工
性向上の観点から0.006wt％未満を好ましい範囲
とする。 また、Siは、圧延鋼の変態点（特にAr3）上げ
る元素であるため、少なくて良く、極力下げた方
が良い。好ましい範囲は0.05wt％以下である。 次に、熱延条件の限定理由について詳述する。 鋳片又は鋼片などのスラブは、熱片のまま圧延
工程に装入しても良い。但し、それは粗圧延が
980〜1100℃の温度範囲で１パス、20％以上の大
圧下を少なくとも１回以上加えることのできるス
ラブ装入温度である必要がある。加熱炉に装入す
る場合は、Nbを固溶させる意味から抽出温度で
1150℃以上確保する必要がある。好ましくは、
1200〜1250℃である。 粗圧延は、980〜1100℃の温度範囲で１パス、
20％以上の大圧下を少なくとも１回以上加えなけ
ればならない。本発明の場合、粗圧延は、オース
テナイトの再結晶域で圧延し、γ粒を小さくする
ことに意味がある。従つて、980℃以上必要であ
り、これを下まわると再結晶域圧延とはならな
い。逆に、1100℃を超えた温度で該圧延を終了し
てしまうと、オーステナイト粒径は大きくなるば
かりである。また、該温度範囲で１パス、20％以
上の大圧下を少なくとも１回以上行わないことに
は、所望の集合組織が得られない。 仕上圧延は、Ar3〜930℃で終了しなければな
らない。（ここでAr3は、仕上圧延温度測定点に
相当する鋼帯の組織写真において、α域圧延によ
る組織（加工フエライトなど）が出なくなつた温
度とする。）Nb、Mnを添加しても仕上圧延温度
を上記範囲に規定しなければ、高い値は得られ
ない。これは該温度範囲がオーステナイトの未再
結晶温度範囲であり、この未再結晶温度範囲を拡
げるためにNbとMnを添加している。従つて、最
も好ましい温度は、Ar3直上である。該温度範囲
を上まわつても下まわつても値は出なくなる。 また、仕上圧延の圧下量は高くなければなら
ず、Ar3＋150℃以下での温度範囲での全圧下量
か量が90％未満であれば所望の値は得られな
い。すなわち、該温度範囲がオーステナイトの未
再結晶温度域であり、その温度範囲での圧下率を
高めることによりオーステナイトにおける強い集
合組織を得ることができる。Ar3＋150℃なる温
度を定めた理由は、本来この温度は再結晶域から
はずれていること、安定した操業を行うにあたつ
てはこの程度の範囲が必要であるためである。従
つて、仕上圧延ではAr3直上における等温圧延が
最も好ましい圧延方法である。 巻取温度は、600℃以上である必要がある。す
なわち、高温巻取とすることによりコイル段階に
おける自己焼鈍を活用し、値を高める。その効
果が出てくる最低温度が、600℃であり、好まし
くは700〜800℃とする。また、高温巻取により延
性も高くなるため、この観点からも好ましい。ま
た、800℃以上の高温巻取は操作業上非常に困難
であるため、上限は800℃とした。 ランアウトテーブルでの冷却条件は通常の方法
で良いが、好ましくは仕上圧延終了後２秒以内に
30℃／sec以上の急冷を施した方がαの集合組織
形成に有利である。 以上で、構成要件の数値的限定理由について述
べた。但し、巻取温度は自己焼鈍を活用し、値
および伸びを改善するため高目としたが、仮に操
業上トラブルにより巻取温度が低くなり、所望の
ｒ値が得られなかつた場合や、より高度の加工性
を得るために、バツチ焼鈍を行つても良い。ま
た、熱延コイルとなつた後の精整工程は通常の方
法でよく、スキンパス、レベラーなども通常の方
法で良い。 （実施例） 第１表に示す成分を有する鋼を、実験室にて溶
製し、型抜き後圧延実験に供した。但し、この実
験室圧延は、実機を高精度で再現できる設備によ
り行つた。第１表のうち本発明鋼はNo.１、２であ
り、No.３はMn、No.はNb、No.５はTi、No.６はＣ
が発明範囲外である。
い値を有する熱延鋼板の製造方法に関するもの
である。 （従来の技術） 薄板の加工のうち、深絞りは基本的な加工であ
り、薄板の加工性のなかで論ぜられる深絞り性は
極めて重要な因子である。周知のごとく深絞り性
の支配因子は値であり、例えば冷延、焼鈍を施
し集合組織を制御することにより値を高める努
力がなされている。ここで、値とはＬ、Ｃ、Ｄ
（45度）方向のランクフオード値の平均値のこと
であり、それぞれランクフオード値をrL、rC、rD
として ＝（rL＋rC＋2rD）／４ により算出されている。 従来、熱延鋼板では値の低いこと（〜0.9）
が常識とされている。これは、熱間圧延ままでは
結晶方位がランダムであり、値に有利な集合組
織が得られないからである。従つて、値の高い
鋼板を得るためには、冷延、焼鈍する必要があ
り、逆に冷延、焼鈍することが値を確保する唯
一の方法と考えられている。 一方、最近の、熱延鋼板の加工性に対するユー
ザーの要求は、高くなる一方であり、従来の製造
方法のみでは限界近くまでに及んでいる。従つ
て、従来にはない、まつたく新しい性質を有する
鋼板の開発が必要とされてきた。 従来技術において、高加工性という観点で、時
効性に有害な固溶〔Ｃ〕、〔Ｎ〕を真空脱ガス法、
もしくはTi、Nb、Ｂ、Alなどで固定することに
よりIF（インターステイシアルフリーInterstitial
Free）化し、加工性に有害なＰ、Ｓなどを極力
下げた鋼を、適当な熱延条件で圧延することによ
る、低YP、高伸びでかつ伸びフランジ性、張出
し性に優れた熱延鋼板製造技術（例えば特開昭55
−107732号公報、特開昭54−86421号公報等）は
多く見受けられる。しかしこれはいずれも高々
0.90程度で高い値を付与させた熱延鋼板製造技
術ではない。 一方、熱延鋼板で高い値を付与させた製造技
術としては、IF化させた鋼を仕上圧延段階で温
間（＋油潤滑）圧延する技術（例えば、特開昭59
−226149号公報、特開昭59−124751号など）があ
る。しかしこれらは、いずれも焼鈍が必須であり
圧廷方法そのものが非常に難しい技術である。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明者は、上述した先行技術とは全く違つた
観点から新しい性質を有する高加工性熱延鋼板を
得るべく鋭意研究検討を重ねた。その結果として
新しい性質とは高い値を得ることであることを
見出した。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、高い値を得るためには、特定
成分でオーステナイト圧延を制御すれば良いこと
を見出した。すなわち本発明はC0.015wt％以下、
Mn1.0〜2.5wt％、Al0.005〜0.10wt％、Nb0.01〜
0.06wt％、Ti0.01〜0.1wt％を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼を熱片のまま、ま
たは、加熱炉に装入し1150℃以上に加熱したの
ち、粗圧廷において980〜1100℃の温度範囲で１
パス、20％以上の大圧下を少なくとも１回以上加
え、仕上圧延をAr3〜930℃で終了し、仕上圧延
におけるAr3＋150℃以下での全圧下量を90％以
上とし、600〜800℃で巻取ることを特徴とする高
ｒ値熱延鋼板の製造方法を要旨とするもので、高
Mnで固溶〔Ｃ、Ｎ〕のないIF鋼をγ域における
特定温度範囲で大圧下をとり、その後冷却し特定
の温度で巻取る技術である。 以下、本発明の成分および熱延条件の限定理由
について詳述する。 Ｃは、IF化を計るためには、極力低い方が良
い。本発明鋼はMnの高いことが一つの特徴であ
るが、製鋼での溶製上Mn添加によりＣピツクア
ツプが生じ、どうしてもＣ量が増加してしまう場
合も考慮に入れ、Ｃの上限を0.015wt％とした。
好ましい範囲は、0.003〜0.008wt％である。 Mnは、本発明にとつて重要な元素である。周
知のごとくMnは鋼の強度を上げる元素であり、
従来の高加工性熱延鋼板製造技術では、極力下げ
た方が良いと判断されていた。しかしながら、本
発明者らがその常識を省みず、敢えて添加するよ
うに至つた理由は次のとおりである。すなわち、
Mnは、Ｃ以外には鋼の材質をあまり劣化させる
こと無く変態点を下げる唯一の元素である。従つ
て、仕上圧延段階でオーステナイトを未再結晶圧
延させるためには非常に有効な元素である。その
ためには少なくとも1.0wt％は必要である。製鋼
での溶製上、特別な配慮を必要としない範囲とし
て、上限を2.5wt％とした。好ましい範囲は、1.0
〜2.0wt％である。 Alは、脱酸剤として必要であり、0.005wt％未
満であるとその効果は無くなる。上限は0.10wt％
とした。脱酸剤としての効果はこの量で十分であ
る。 Nbは、Mnと同様に本発明にとつて重要な元素
である。従来の高加工性熱延鋼板製造技術では、
NbはTiと同様、唯単に時効性に有害な固溶
〔Ｃ〕、〔Ｎ〕を固定するためにのみ添加されてい
た。従つて、熱延加熱温度を低くするのが、従来
の製造技術である。本発明は、それとは別の理由
でNbを添加する。すなわち、Nbがオーステナイ
トの再結晶温度を上げる元素であることを積極的
に利用する。そのために熱延加熱温度、もしくは
スラブの圧延工程に至る時の温度が重要であるこ
とは当然である。そのための、必要最低Nb量は、
0.01wt％である。また、上限としては、0.06wt％
で充分である。好ましい範囲は、0.02〜0.05wt％
である。 Tiは、Ｃおよび不可避的不純物としてのＮ、
Ｓを固定するために添加する。その量としては
0.01wt％は必要である。製鋼での溶製の観点よ
り、その上限を0.1wt％とした。 更に、より高度の値、加工性を要求される場
合を考慮し、Ｐ、Ｓは極力下げた方が良い。特に
ＰはAr3変態点を極端に上げるため低い方が良
く、好ましい範囲として0.01wt％未満、Ｓは加工
性向上の観点から0.006wt％未満を好ましい範囲
とする。 また、Siは、圧延鋼の変態点（特にAr3）上げ
る元素であるため、少なくて良く、極力下げた方
が良い。好ましい範囲は0.05wt％以下である。 次に、熱延条件の限定理由について詳述する。 鋳片又は鋼片などのスラブは、熱片のまま圧延
工程に装入しても良い。但し、それは粗圧延が
980〜1100℃の温度範囲で１パス、20％以上の大
圧下を少なくとも１回以上加えることのできるス
ラブ装入温度である必要がある。加熱炉に装入す
る場合は、Nbを固溶させる意味から抽出温度で
1150℃以上確保する必要がある。好ましくは、
1200〜1250℃である。 粗圧延は、980〜1100℃の温度範囲で１パス、
20％以上の大圧下を少なくとも１回以上加えなけ
ればならない。本発明の場合、粗圧延は、オース
テナイトの再結晶域で圧延し、γ粒を小さくする
ことに意味がある。従つて、980℃以上必要であ
り、これを下まわると再結晶域圧延とはならな
い。逆に、1100℃を超えた温度で該圧延を終了し
てしまうと、オーステナイト粒径は大きくなるば
かりである。また、該温度範囲で１パス、20％以
上の大圧下を少なくとも１回以上行わないことに
は、所望の集合組織が得られない。 仕上圧延は、Ar3〜930℃で終了しなければな
らない。（ここでAr3は、仕上圧延温度測定点に
相当する鋼帯の組織写真において、α域圧延によ
る組織（加工フエライトなど）が出なくなつた温
度とする。）Nb、Mnを添加しても仕上圧延温度
を上記範囲に規定しなければ、高い値は得られ
ない。これは該温度範囲がオーステナイトの未再
結晶温度範囲であり、この未再結晶温度範囲を拡
げるためにNbとMnを添加している。従つて、最
も好ましい温度は、Ar3直上である。該温度範囲
を上まわつても下まわつても値は出なくなる。 また、仕上圧延の圧下量は高くなければなら
ず、Ar3＋150℃以下での温度範囲での全圧下量
か量が90％未満であれば所望の値は得られな
い。すなわち、該温度範囲がオーステナイトの未
再結晶温度域であり、その温度範囲での圧下率を
高めることによりオーステナイトにおける強い集
合組織を得ることができる。Ar3＋150℃なる温
度を定めた理由は、本来この温度は再結晶域から
はずれていること、安定した操業を行うにあたつ
てはこの程度の範囲が必要であるためである。従
つて、仕上圧延ではAr3直上における等温圧延が
最も好ましい圧延方法である。 巻取温度は、600℃以上である必要がある。す
なわち、高温巻取とすることによりコイル段階に
おける自己焼鈍を活用し、値を高める。その効
果が出てくる最低温度が、600℃であり、好まし
くは700〜800℃とする。また、高温巻取により延
性も高くなるため、この観点からも好ましい。ま
た、800℃以上の高温巻取は操作業上非常に困難
であるため、上限は800℃とした。 ランアウトテーブルでの冷却条件は通常の方法
で良いが、好ましくは仕上圧延終了後２秒以内に
30℃／sec以上の急冷を施した方がαの集合組織
形成に有利である。 以上で、構成要件の数値的限定理由について述
べた。但し、巻取温度は自己焼鈍を活用し、値
および伸びを改善するため高目としたが、仮に操
業上トラブルにより巻取温度が低くなり、所望の
ｒ値が得られなかつた場合や、より高度の加工性
を得るために、バツチ焼鈍を行つても良い。ま
た、熱延コイルとなつた後の精整工程は通常の方
法でよく、スキンパス、レベラーなども通常の方
法で良い。 （実施例） 第１表に示す成分を有する鋼を、実験室にて溶
製し、型抜き後圧延実験に供した。但し、この実
験室圧延は、実機を高精度で再現できる設備によ
り行つた。第１表のうち本発明鋼はNo.１、２であ
り、No.３はMn、No.はNb、No.５はTi、No.６はＣ
が発明範囲外である。
【表】
【表】
第２表は、各鋼を用い加熱温度1200℃（炉温）、
950〜1100℃における粗圧延を３パス（20−25−
25％）Ar3〜Ar3＋150℃での全圧下率を92％とし
各々のFT、CTをとつたときの機械的性質であ
る。鋼１、２は、熱延まま普通鋼ではこれまで得
られなかつた値を示した。ここで、板No.は数字
で示した鋼を用いアルフアベツトで区別する。
FTは仕上圧延終了温度を、CTは巻取温度を示
す。 第３表は、鋼１、２を用い、仕上圧延温度が機
械的性質に及ぼす影響をみたものである。（仕上
圧延温度、巻取温度以外は第２表の方法と同様）
950〜1100℃における粗圧延を３パス（20−25−
25％）Ar3〜Ar3＋150℃での全圧下率を92％とし
各々のFT、CTをとつたときの機械的性質であ
る。鋼１、２は、熱延まま普通鋼ではこれまで得
られなかつた値を示した。ここで、板No.は数字
で示した鋼を用いアルフアベツトで区別する。
FTは仕上圧延終了温度を、CTは巻取温度を示
す。 第３表は、鋼１、２を用い、仕上圧延温度が機
械的性質に及ぼす影響をみたものである。（仕上
圧延温度、巻取温度以外は第２表の方法と同様）
【表】
本発明の仕上圧延温度範囲を定めたのは、上記
の結果が参考になつたことは言うまでもない。 第４表は、粗圧廷率、仕上圧延率が機械的性質
に及ぼす影響をみたものである。なお、表中
“粗”は、980〜1100℃の温度範囲における各パス
の圧延率を示し、“仕上”は、Ar3＋150℃以下で
の全圧下率を示す。（FT850℃、CT710℃）
の結果が参考になつたことは言うまでもない。 第４表は、粗圧廷率、仕上圧延率が機械的性質
に及ぼす影響をみたものである。なお、表中
“粗”は、980〜1100℃の温度範囲における各パス
の圧延率を示し、“仕上”は、Ar3＋150℃以下で
の全圧下率を示す。（FT850℃、CT710℃）
【表】
以上のように、各工程における圧延率が本発明
の構成上の重要因子であることは明らかである。 （発明の効果） 本発明によれば、対象がIF鋼であるため、非
時効、高延性でありかつ40Kgｆ／mm2以上の高強度
を有する鋼が製造されうる。又本発明よつて得ら
れた鋼は45度方向のｒ値も高いことが特徴であ
り、例えば角筒絞りなどの成形に適する。従つ
て、本発明による鋼は革新的な良加工性熱延薄板
としての使用用途がが広く、産業上裨益するとこ
とろが極めて大である。
の構成上の重要因子であることは明らかである。 （発明の効果） 本発明によれば、対象がIF鋼であるため、非
時効、高延性でありかつ40Kgｆ／mm2以上の高強度
を有する鋼が製造されうる。又本発明よつて得ら
れた鋼は45度方向のｒ値も高いことが特徴であ
り、例えば角筒絞りなどの成形に適する。従つ
て、本発明による鋼は革新的な良加工性熱延薄板
としての使用用途がが広く、産業上裨益するとこ
とろが極めて大である。
Claims (1)
- １ C0.015wt％以下、Mn1.0〜2.5wt％、Al0.005
〜0.10wt％、Nb0.01〜0.06wt％、Ti0.01〜0.1wt
％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱片のまま、または、加熱炉に装入し
1150℃以上に加熱したのち、粗圧延において980
〜1100℃の温度範囲で１パス、20％以上の大圧下
を少なくとも１回以上加え、仕上圧延をAr3〜
930℃で終了し、仕上圧延におけるAr3＋150℃以
下での全圧下量を90％以上とし、600〜800℃で巻
取ることを特徴とする高値熱延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61033646A JPS62192539A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高ｆ値熱延鋼板の製造方法 |
| GB8702389A GB2187475B (en) | 1986-02-18 | 1987-02-03 | Process for producing hot-rolled steel sheet having high r value |
| US07/011,824 US4769088A (en) | 1986-02-18 | 1987-02-06 | Process for producing hot-rolled steel sheet having high r value |
| DE19873704828 DE3704828A1 (de) | 1986-02-18 | 1987-02-16 | Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlbandes mit einem hohen r-wert |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61033646A JPS62192539A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高ｆ値熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62192539A JPS62192539A (ja) | 1987-08-24 |
| JPH0141689B2 true JPH0141689B2 (ja) | 1989-09-07 |
Family
ID=12392206
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61033646A Granted JPS62192539A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高ｆ値熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
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| JP (1) | JPS62192539A (ja) |
| DE (1) | DE3704828A1 (ja) |
| GB (1) | GB2187475B (ja) |
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| DE19725434C2 (de) * | 1997-06-16 | 1999-08-19 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zum Walzen von Warmbreitband in einer CSP-Anlage |
| DE19814223A1 (de) * | 1998-03-31 | 1999-10-07 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zur Herstellung von mikrolegierten Baustählen |
| RU2202630C2 (ru) * | 2001-07-23 | 2003-04-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Способ производства горячекатаных полос |
| DE10247998B4 (de) * | 2002-10-15 | 2004-07-15 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen eines besonders gut verformbaren kaltgewalzten Stahlbands oder -blechs |
| RU2305137C2 (ru) * | 2005-09-07 | 2007-08-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства горячекатаного подката для производства проката для эмалирования |
| KR101555418B1 (ko) * | 2011-04-13 | 2015-09-23 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| PL2698443T3 (pl) | 2011-04-13 | 2018-05-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Stal walcowana na gorąco do cyjanowania gazowego i sposób jej wytwarzania |
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- 1986-02-18 JP JP61033646A patent/JPS62192539A/ja active Granted
-
1987
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- 1987-02-06 US US07/011,824 patent/US4769088A/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-02-16 DE DE19873704828 patent/DE3704828A1/de active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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