JPH03207814A - 低降伏比高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比高張力鋼板の製造方法Info
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Landscapes
- 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】
(産業上の利用分野)
本発明は70kgf/一以上の引張強さを有する低降伏
比高張力鋼板の製造法に関するものである。
比高張力鋼板の製造法に関するものである。
(従来の技術)
近年、建築用構造物に使用される鋼材(鋼板、鋼管ある
いは形綱ほか)をはじめとする構造用鋼材において、耐
震性に優れた低降伏比高張力鋼板が要求されている。
いは形綱ほか)をはじめとする構造用鋼材において、耐
震性に優れた低降伏比高張力鋼板が要求されている。
このような要求に対応するための低降伏比高張力鋼の製
造法として、例えば特開昭55−41927号公報ある
いは特開昭55 − 97425号公報記載の方法等が
提案されている。前者の方法は制御圧延・制御冷却法の
組合せを利用した方法であり、後者の方法はいわゆる調
質処理(QT)型によるものであるが、いずれの場合も
60kgf/一級鋼としては良好な低降伏比を有するが
、70kgf/一以上の高張力鋼、とりわけ80kgf
/一級鋼としては十分な低降伏比(降伏比80%以下)
が得られないという問題点があった。
造法として、例えば特開昭55−41927号公報ある
いは特開昭55 − 97425号公報記載の方法等が
提案されている。前者の方法は制御圧延・制御冷却法の
組合せを利用した方法であり、後者の方法はいわゆる調
質処理(QT)型によるものであるが、いずれの場合も
60kgf/一級鋼としては良好な低降伏比を有するが
、70kgf/一以上の高張力鋼、とりわけ80kgf
/一級鋼としては十分な低降伏比(降伏比80%以下)
が得られないという問題点があった。
(発明が解決しようとする課題)
本発明の目的は、このような従来法の問題点を解決し、
最適な或分並びに製造条件を明らかにすることにより、
優れた低降伏比を有する高張力鋼板(70kgf/一以
上)の製造方法を提供するにある。
最適な或分並びに製造条件を明らかにすることにより、
優れた低降伏比を有する高張力鋼板(70kgf/一以
上)の製造方法を提供するにある。
(課題を解決するための手段)
本発明の要旨とするところは下記の通りである。
(1)重量%で、
c : o. o s〜0. 1 8%、Si:0.6
%以下、 Mn:0.5〜1.6%、 Cr : 0. 4 〜1. 5%、 Mo : 0. 2 〜0. 5%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0. 0 3%、 B:0.0005 〜0.003%、 7V : 0. 1 0%以下、 N 7 0. 0 0 6%以下、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を110
0 〜!250℃(7)温度に加熱後、800 〜95
0 ℃(7)温度で圧延を終了した後、鋼板を空冷にて
300 ℃以下の温度まで冷却し、その後A c ,〜
Ac3の温度に加熱後急冷し、400〜580℃の温度
で焼戻し後空冷することを特徴とする低降伏比高張カ綱
板の製造方法。
%以下、 Mn:0.5〜1.6%、 Cr : 0. 4 〜1. 5%、 Mo : 0. 2 〜0. 5%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0. 0 3%、 B:0.0005 〜0.003%、 7V : 0. 1 0%以下、 N 7 0. 0 0 6%以下、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を110
0 〜!250℃(7)温度に加熱後、800 〜95
0 ℃(7)温度で圧延を終了した後、鋼板を空冷にて
300 ℃以下の温度まで冷却し、その後A c ,〜
Ac3の温度に加熱後急冷し、400〜580℃の温度
で焼戻し後空冷することを特徴とする低降伏比高張カ綱
板の製造方法。
(2)重量%で、
c : o. o s〜0.18%、
Si:0.5%以下、
Mn : 0. 5 〜1. 6%、
Cr : 0. 4 〜1. 5%、
Mo=0.2〜0。5%、
Nb:0.005〜0.05%、
Ti:0.005〜0.03%、
B : 0. 0 0 0 5〜O. O O 3%
、A7 : 0. 1 0%以下、 N : 0. 0 0 6%以下とし、これに Ni:1.O%以下、 Cu : 1. O%以下、 V : 0. 1%以下、 Ca: 0.0 0 1〜0.0 0 5%のいずれか
1種、または2種以上をさらに含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼片を1100〜l250℃
の温度に加熱後、800〜950℃の温度で圧延を終了
した後、鋼板を空冷にて300℃以下の温度まで冷却し
、その後Ac+〜Acsの温度に加熱後急冷し、400
〜580℃の温度で焼戻し後空冷することを特徴とする
低降伏比高張力鋼板の製造方法。
、A7 : 0. 1 0%以下、 N : 0. 0 0 6%以下とし、これに Ni:1.O%以下、 Cu : 1. O%以下、 V : 0. 1%以下、 Ca: 0.0 0 1〜0.0 0 5%のいずれか
1種、または2種以上をさらに含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼片を1100〜l250℃
の温度に加熱後、800〜950℃の温度で圧延を終了
した後、鋼板を空冷にて300℃以下の温度まで冷却し
、その後Ac+〜Acsの温度に加熱後急冷し、400
〜580℃の温度で焼戻し後空冷することを特徴とする
低降伏比高張力鋼板の製造方法。
(作 用)
鋼材の降伏比は一般に強度が上昇するほど高くなること
が知られている。すなわち、強度が高くなればなるほど
、低降伏比化は困難となることから、優れた低降伏比を
有する高張力鋼板を得るためには、適正な戒分・製造条
件を選択することが必須となる。
が知られている。すなわち、強度が高くなればなるほど
、低降伏比化は困難となることから、優れた低降伏比を
有する高張力鋼板を得るためには、適正な戒分・製造条
件を選択することが必須となる。
本発明においては、70kgf/一以上の高張力鋼板と
してその母材強度・靭性を確保し、なおかつ低降伏比を
達成するための必要条件としての戒分条件、製造条件を
明らかにした。
してその母材強度・靭性を確保し、なおかつ低降伏比を
達成するための必要条件としての戒分条件、製造条件を
明らかにした。
本発明者らの研究によれば、優れた低降伏比を有する高
張力鋼板を実現するためには、そのミクロ組織を、均質
なアッパーベイナイト(ベイニティックフェライト)相
をヘースとし、これに適切なサイズで微細分散した焼戻
しマルテンサイト相を含む混合組織とすることが必要で
ある。一般にマルテンサイト相を含む混合組織を得るた
めには、A C H点〜A c 3点の温度から鋼材を
焼入れ、焼戻すことが有効であることが知られているが
、適切なサイズ、分散状態を有するマルテンサイト相を
得るためには、焼入前組織を適正に制御することが不可
欠である。そのためには、綱の化学戒分と圧延条件の適
正化が必須であるとともに、焼戻温度にも注意を払う必
要がある。
張力鋼板を実現するためには、そのミクロ組織を、均質
なアッパーベイナイト(ベイニティックフェライト)相
をヘースとし、これに適切なサイズで微細分散した焼戻
しマルテンサイト相を含む混合組織とすることが必要で
ある。一般にマルテンサイト相を含む混合組織を得るた
めには、A C H点〜A c 3点の温度から鋼材を
焼入れ、焼戻すことが有効であることが知られているが
、適切なサイズ、分散状態を有するマルテンサイト相を
得るためには、焼入前組織を適正に制御することが不可
欠である。そのためには、綱の化学戒分と圧延条件の適
正化が必須であるとともに、焼戻温度にも注意を払う必
要がある。
以下、本発明における化学戒分の限定理由について説明
する。
する。
CはAc,〜Ac3間の温度からの焼入処理において焼
入性を確保し、マルテンサイト相を得るために0,08
%以上の添加が必要である.しかしながら、Cの過度の
添加は溶接性の劣化をもたらすことから、その上限を0
.18%とした。
入性を確保し、マルテンサイト相を得るために0,08
%以上の添加が必要である.しかしながら、Cの過度の
添加は溶接性の劣化をもたらすことから、その上限を0
.18%とした。
Stは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、その過剰添加
は溶接性、HAZ靭性を阻害する。従って、その上限を
0. 6%とすることが必要である。
は溶接性、HAZ靭性を阻害する。従って、その上限を
0. 6%とすることが必要である。
旧は、強度、靭性並びに焼入性を確保する上で有用な元
素であり、0.5%以上の添加が必要である。しかしM
n量が多すぎると溶接性、HAZ靭性の劣化あるいは焼
戻し脆化を招くためその上限を1.6%とした。
素であり、0.5%以上の添加が必要である。しかしM
n量が多すぎると溶接性、HAZ靭性の劣化あるいは焼
戻し脆化を招くためその上限を1.6%とした。
Crは母材の強度を高める元素であり、0.4%以上の
添加が必要である。しかし、Cr量が1.5%を超える
と溶接性やHAZ靭性を劣化させるため、その上限を1
. 5%とした。
添加が必要である。しかし、Cr量が1.5%を超える
と溶接性やHAZ靭性を劣化させるため、その上限を1
. 5%とした。
Moは母材の強度、靭性を共に向上させる元素であり、
0.2%以上添加しないとその効果がない。
0.2%以上添加しないとその効果がない。
しかし、0.5%を超えると溶接部靭性および溶接性の
劣化を招き好ましくないため、上限を0. 5%に限定
した。
劣化を招き好ましくないため、上限を0. 5%に限定
した。
Nbは母材の強度・靭性の向上に有効な元素であり、特
に本発明においては未再結晶域圧延を活用し、圧延後空
冷ままで適正なサイズのマルテンサイト相を得るととも
に、母材の靭性を確保するために必須の元素である。そ
の量は0.005%以上が必要であるが、Nbの過量添
加はHAZ靭性を劣化させるため、その上限を0.05
%とする必要がある。
に本発明においては未再結晶域圧延を活用し、圧延後空
冷ままで適正なサイズのマルテンサイト相を得るととも
に、母材の靭性を確保するために必須の元素である。そ
の量は0.005%以上が必要であるが、Nbの過量添
加はHAZ靭性を劣化させるため、その上限を0.05
%とする必要がある。
Tiは加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母
材の靭性を確保する上で有用であり、その微量添加はH
AZ靭性の向上にも有効である。しかし、o.oos%
未溝の添加では効果がなく、また0.03%超の添加で
はTiCの析出硬化によりHAZ靭性の劣化を招くため
、その添加量を0. 005〜0. 0 3%に限定し
た。
材の靭性を確保する上で有用であり、その微量添加はH
AZ靭性の向上にも有効である。しかし、o.oos%
未溝の添加では効果がなく、また0.03%超の添加で
はTiCの析出硬化によりHAZ靭性の劣化を招くため
、その添加量を0. 005〜0. 0 3%に限定し
た。
Bは焼入性を向上させ、母材の強度・靭性を確保する上
で重要な元素である。特に本発明においては、圧延後空
冷ままで適切なサイズのマルテンサイト相を含む均質な
アッパーベイナイト(ベイニティフクフエライト)相を
得て強度を確保しておく必要がありBの添加は必須であ
る。Bは0.0005%未満の添加では効果がなく、ま
た0.003%を超える添加は焼入性を著しく劣化させ
るため、その添加量を0.0005〜0.00 3%に
限定した。
で重要な元素である。特に本発明においては、圧延後空
冷ままで適切なサイズのマルテンサイト相を含む均質な
アッパーベイナイト(ベイニティフクフエライト)相を
得て強度を確保しておく必要がありBの添加は必須であ
る。Bは0.0005%未満の添加では効果がなく、ま
た0.003%を超える添加は焼入性を著しく劣化させ
るため、その添加量を0.0005〜0.00 3%に
限定した。
Mは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、Stおよ
びMnあるいはTiによっても脱酸は行なわれるので、
本発明ではMについては下限を限定しない。しかし、M
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、HAZ靭性が劣
化するので上限を0.10%とした。
びMnあるいはTiによっても脱酸は行なわれるので、
本発明ではMについては下限を限定しない。しかし、M
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、HAZ靭性が劣
化するので上限を0.10%とした。
Nは一般に不可避的不純物として鋼中に含まれるが、N
の過量添加はHAZ靭性の劣化を招くため、その上限を
0.006%とした。
の過量添加はHAZ靭性の劣化を招くため、その上限を
0.006%とした。
なお、P, Sは不可避的不純物として鋼中に含まれ
る。本発明では、その量を待に限定しないが、これらは
母材ならびに溶接部の靭性を劣化させるため、その量は
極力少ない方が好ましく、それぞれ0.03%以下、0
.Ol%以下とすることが望ましい。
る。本発明では、その量を待に限定しないが、これらは
母材ならびに溶接部の靭性を劣化させるため、その量は
極力少ない方が好ましく、それぞれ0.03%以下、0
.Ol%以下とすることが望ましい。
本発明鋼板においては、さらに必要によりNi:1.0
%以下、Cu:1.O%以下、V : 0. 1%以下
、Ca : 0.001 〜0.005%のうちいずれ
か1種、または2種以上を含有させる。
%以下、Cu:1.O%以下、V : 0. 1%以下
、Ca : 0.001 〜0.005%のうちいずれ
か1種、または2種以上を含有させる。
これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼板の特
徴を損なうことなく、強度、靭性の向上および製造板厚
の拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶接性
およびHAZ靭性等の面から自ずと制限されるべき性質
のものである。
徴を損なうことなく、強度、靭性の向上および製造板厚
の拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶接性
およびHAZ靭性等の面から自ずと制限されるべき性質
のものである。
NiはHAZの硬化性および靭性に悪影響を与えること
なく母材の強度、靭性を向上させる特性をもつが、1.
0%を超えるとHAZの硬化性および靭性上好ましくな
いため、上限を1.0%とした。
なく母材の強度、靭性を向上させる特性をもつが、1.
0%を超えるとHAZの硬化性および靭性上好ましくな
いため、上限を1.0%とした。
CuはNiとほぼ同様の効果を持つとともに、耐食性、
耐水素誘起割れ特性にも効果がある。しかし、1.0%
を超えると圧延中にCu−クラックが発生し製造が困難
になる。このため、上限を1.0%とした。
耐水素誘起割れ特性にも効果がある。しかし、1.0%
を超えると圧延中にCu−クラックが発生し製造が困難
になる。このため、上限を1.0%とした。
■は微細な炭窒化物の形或による強度向上効果を奏する
が、0.1%を超える添加は靭性の劣化を引き起こすた
めその上限を0.1%とした。
が、0.1%を超える添加は靭性の劣化を引き起こすた
めその上限を0.1%とした。
Caは硫化物の形態を制御し、シャルビー吸収エネルギ
ーを増加させ低,1!靭性を向上させるほか、耐水素誘
起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、Ca量は
0.001%未満では実用上効果がなく、また、0.0
05%を超えるとCab. CaOが多量に生戒して大
型介在物となり、綱の靭性のみならず清浄度も害し、さ
らに溶接性にも悪影響を与えるので、Ca添加量の範囲
を0.001〜0.005%とした。
ーを増加させ低,1!靭性を向上させるほか、耐水素誘
起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、Ca量は
0.001%未満では実用上効果がなく、また、0.0
05%を超えるとCab. CaOが多量に生戒して大
型介在物となり、綱の靭性のみならず清浄度も害し、さ
らに溶接性にも悪影響を与えるので、Ca添加量の範囲
を0.001〜0.005%とした。
次に、以上の様な戊分系を有する鋼板の製造法について
述べる。
述べる。
まず、鋼片の加熱温度は1100〜1250℃とする必
要がある。加熱温度が1100℃未満になると、Nbの
固溶が不十分となり、強度が確保できない。また、加熱
温度の上限については、オーステナイトの粗大化を防止
し母材靭性を確保するために1250℃以下とすること
が必要である。なお、綱片鋳造後Ar=点より低い温度
に冷却後再加熱することなく、すなわち鋼片鋳造後直ち
にあるいは鋼片鋳造後^r3点以上の温度での保黙過程
を経た後直ちに圧延を行なってもよい。
要がある。加熱温度が1100℃未満になると、Nbの
固溶が不十分となり、強度が確保できない。また、加熱
温度の上限については、オーステナイトの粗大化を防止
し母材靭性を確保するために1250℃以下とすること
が必要である。なお、綱片鋳造後Ar=点より低い温度
に冷却後再加熱することなく、すなわち鋼片鋳造後直ち
にあるいは鋼片鋳造後^r3点以上の温度での保黙過程
を経た後直ちに圧延を行なってもよい。
次に、圧延終了温度は800〜950℃とする必要があ
る。圧延を800℃未満で終了した場合オーステナイト
が過度に細粒化あるいは延伸化して焼入性が低下し、強
度の確保が出来ない。また、950℃を超える温度で圧
延を終了した場合、オーステナイトの細粒化が不十分で
母材靭性の劣化を招く。さらに、圧延後の冷却に関して
は空冷とすることが必須である。圧延後水冷(急冷)を
施すとマルテンサイトあるいはローワーベイナイト組織
が得られるが、このような均一組織においては、炭化物
が極めて微細となる。本発明者らの研究によれば、この
ような微細な炭化物を有する組織を前組織としてA c
.〜A c3温度からの焼入れを行なうと、最終的に
得られる組織におけるマルテンサイトのサイズが十分に
大きなものとならず、低降伏比が得られなくなる。高強
度でかつ低降伏比を有する鋼材を製造するためには、こ
の圧延ままの、すなわちA C 1〜A c 3温度か
らの焼入処理前の組織を、適切なサイズのマルテンサイ
ト相を含むアッパーベイナイト(ペイニティックフェラ
イト)組織とすることが必要であり、そのためには圧延
後空冷により3 0 0 ”C以下まで冷却することが
必須となる。
る。圧延を800℃未満で終了した場合オーステナイト
が過度に細粒化あるいは延伸化して焼入性が低下し、強
度の確保が出来ない。また、950℃を超える温度で圧
延を終了した場合、オーステナイトの細粒化が不十分で
母材靭性の劣化を招く。さらに、圧延後の冷却に関して
は空冷とすることが必須である。圧延後水冷(急冷)を
施すとマルテンサイトあるいはローワーベイナイト組織
が得られるが、このような均一組織においては、炭化物
が極めて微細となる。本発明者らの研究によれば、この
ような微細な炭化物を有する組織を前組織としてA c
.〜A c3温度からの焼入れを行なうと、最終的に
得られる組織におけるマルテンサイトのサイズが十分に
大きなものとならず、低降伏比が得られなくなる。高強
度でかつ低降伏比を有する鋼材を製造するためには、こ
の圧延ままの、すなわちA C 1〜A c 3温度か
らの焼入処理前の組織を、適切なサイズのマルテンサイ
ト相を含むアッパーベイナイト(ペイニティックフェラ
イト)組織とすることが必要であり、そのためには圧延
後空冷により3 0 0 ”C以下まで冷却することが
必須となる。
次に、圧延後の熱処理方法を規定する理由を述べる。前
述の適正な前組織を有する鋼板を圧延によって得たのち
、良好な低降伏比を得るためにA c 1〜Ac3温度
からの焼入れとそれに引き続く焼戻しを行なう。A c
1〜A c 3温度からの焼入れの目的は、圧延によ
って得られたマルテンサイト相をγ相に逆変態させてC
のより一層の濃縮を計り、ベース組織であるアッパーベ
イナイト(ベイニティックフェライト)とのより一層の
強度差を付与することにより、低降伏比を達戒するため
である。A c H未満の温度での加熱では逆変態が生
しず、またAc3超の温度での加熱では組織全体がγ化
し、圧延で付与した前組織の利点を生かせないことから
、その加熱温度をA c 1〜A C 3とした。なお
、本処理においては、ペイナイトーマルテンサイトニ相
化を計ることから急冷(焼入)が必須となる。このよう
にして得られた組織におけるマルテンサイトはきわめて
脆く低温靭性に関して問題があり、このため、焼戻し処
理を行なう。400℃未満では焼戻しが不十分であり、
580℃超では強度の低下を生しる。このため、焼戻し
温度は400〜580℃とした。
述の適正な前組織を有する鋼板を圧延によって得たのち
、良好な低降伏比を得るためにA c 1〜Ac3温度
からの焼入れとそれに引き続く焼戻しを行なう。A c
1〜A c 3温度からの焼入れの目的は、圧延によ
って得られたマルテンサイト相をγ相に逆変態させてC
のより一層の濃縮を計り、ベース組織であるアッパーベ
イナイト(ベイニティックフェライト)とのより一層の
強度差を付与することにより、低降伏比を達戒するため
である。A c H未満の温度での加熱では逆変態が生
しず、またAc3超の温度での加熱では組織全体がγ化
し、圧延で付与した前組織の利点を生かせないことから
、その加熱温度をA c 1〜A C 3とした。なお
、本処理においては、ペイナイトーマルテンサイトニ相
化を計ることから急冷(焼入)が必須となる。このよう
にして得られた組織におけるマルテンサイトはきわめて
脆く低温靭性に関して問題があり、このため、焼戻し処
理を行なう。400℃未満では焼戻しが不十分であり、
580℃超では強度の低下を生しる。このため、焼戻し
温度は400〜580℃とした。
なお、本発明は種々の痢材に通用が可能であるが、主と
して引張強度70kgf/一以上、板厚80mm以下の
厚鋼板並びにこれらを板巻きして製造する鋼管用鋼板に
適用するのが好ましい。
して引張強度70kgf/一以上、板厚80mm以下の
厚鋼板並びにこれらを板巻きして製造する鋼管用鋼板に
適用するのが好ましい。
(実施例)
次に本発明の実施例について説明する。
第1表に供試鋼の化学或分を、第1表(続き)に各鋼の
製造条件と機械的性質を示す。第1表、第1表(続き)
において、記号A−Eは本発明例、F−Gは比較例を示
す。本発明例A−Eは70kgf/一以上の高強度を有
するとともに、80%以下の極めて良好な低降伏比を有
する。これに対して、比較例Fは圧延後直ちに水冷を行
なっているため、Ac+〜A C 3温度からの焼入前
の組織がマルテンサイトないしはローワーペイナイトの
均一組織を有しており、A C 1〜A c s温度か
らの焼入れとそれに引き続く焼戻し処理で得られる最終
的な材質で80%以下の十分な低降伏比が得られない。
製造条件と機械的性質を示す。第1表、第1表(続き)
において、記号A−Eは本発明例、F−Gは比較例を示
す。本発明例A−Eは70kgf/一以上の高強度を有
するとともに、80%以下の極めて良好な低降伏比を有
する。これに対して、比較例Fは圧延後直ちに水冷を行
なっているため、Ac+〜A C 3温度からの焼入前
の組織がマルテンサイトないしはローワーペイナイトの
均一組織を有しており、A C 1〜A c s温度か
らの焼入れとそれに引き続く焼戻し処理で得られる最終
的な材質で80%以下の十分な低降伏比が得られない。
また、比較例GはNb, Bを含まないため圧延まま
の組織にフエライトを含んでおり、強度が70kgf/
一未満と不良となっている。
の組織にフエライトを含んでおり、強度が70kgf/
一未満と不良となっている。
(発明の効果)
以上、本発明を詳細に説明したが、本発明は優れた低降
伏比と70kgf/一以上の高強度を併せ持つ画期的な
高張力鋼板を製造する手段を提供するものである。
伏比と70kgf/一以上の高強度を併せ持つ画期的な
高張力鋼板を製造する手段を提供するものである。
Claims (2)
- (1)重量%で、 C:0.08〜0.18%、 Si:0.6%以下、 Mn:0.5〜1.6%、 Cr:0.4〜1.5%、 Mo:0.2〜0.5%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0.03%、 B:0.0005〜0.003%、 Al:0.10%以下、 N:0.006%以下、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を110
0〜1250℃の温度に加熱後、800〜950℃の温
度で圧延を終了した後、鋼板を空冷にて300℃以下の
温度まで冷却し、その後Ac_1〜Ac_3の温度に加
熱後急冷し、400〜580℃の温度で焼戻し後空冷す
ることを特徴とする低降伏比高張力鋼板の製造方法。 - (2)重量%で、 C:0.08〜0.18%、 Si:0.6%以下、 Mn:0.5〜1.6%、 Cr:0.4〜1.5%、 Mo:0.2〜0.5%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0.03%、 B:0.0005〜0.003%、 Al:0.10%以下、 N:0.006%以下とし、 これに Ni:1.0%以下、 Cu:1.0%以下、 V:0.1%以下、 Ca:0.001〜0.005% のいずれか1種、または2種以上をさらに含有し、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を1100〜
1250℃の温度に加熱後、800〜950℃の温度で
圧延を終了した後、鋼板を空冷にて300℃以下の温度
まで冷却し、その後Ac_1〜Ac_3の温度に加熱後
急冷し、400〜580℃の温度で焼戻し後空冷するこ
とを特徴とする低降伏比高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2003189A JPH0717947B2 (ja) | 1990-01-10 | 1990-01-10 | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2003189A JPH0717947B2 (ja) | 1990-01-10 | 1990-01-10 | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03207814A true JPH03207814A (ja) | 1991-09-11 |
JPH0717947B2 JPH0717947B2 (ja) | 1995-03-01 |
Family
ID=11550460
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2003189A Expired - Fee Related JPH0717947B2 (ja) | 1990-01-10 | 1990-01-10 | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0717947B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1288322A1 (en) * | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
CN102400053A (zh) * | 2010-09-07 | 2012-04-04 | 鞍钢股份有限公司 | 屈服强度460MPa级建筑结构用钢板及其制造方法 |
CN102719753A (zh) * | 2012-05-28 | 2012-10-10 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其制造方法 |
CN112410686A (zh) * | 2020-12-04 | 2021-02-26 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其生产方法 |
CN114836691A (zh) * | 2022-04-28 | 2022-08-02 | 鞍钢股份有限公司 | 一种钻采用无缝钢管及其制造方法 |
-
1990
- 1990-01-10 JP JP2003189A patent/JPH0717947B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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EP1288322A1 (en) * | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
WO2003018858A1 (en) * | 2001-08-29 | 2003-03-06 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
CN100339500C (zh) * | 2001-08-29 | 2007-09-26 | 西德玛有限公司 | 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品 |
US8715427B2 (en) | 2001-08-29 | 2014-05-06 | Arcelormittal France Sa | Ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
CN102400053A (zh) * | 2010-09-07 | 2012-04-04 | 鞍钢股份有限公司 | 屈服强度460MPa级建筑结构用钢板及其制造方法 |
CN102719753A (zh) * | 2012-05-28 | 2012-10-10 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其制造方法 |
CN112410686A (zh) * | 2020-12-04 | 2021-02-26 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其生产方法 |
CN112410686B (zh) * | 2020-12-04 | 2022-08-05 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其生产方法 |
CN114836691A (zh) * | 2022-04-28 | 2022-08-02 | 鞍钢股份有限公司 | 一种钻采用无缝钢管及其制造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0717947B2 (ja) | 1995-03-01 |
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