JPH06240352A - 平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法 - Google Patents
平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法Info
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- JPH06240352A JPH06240352A JP2918493A JP2918493A JPH06240352A JP H06240352 A JPH06240352 A JP H06240352A JP 2918493 A JP2918493 A JP 2918493A JP 2918493 A JP2918493 A JP 2918493A JP H06240352 A JPH06240352 A JP H06240352A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 化学成分を調整し、かつMn/Cが10以下、Pcm
が0.24%以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からな
る鋼片を熱間圧延して、鋼板表面温度で800 〜950 ℃の
温度範囲で仕上げ圧延を終了し、その後、Ar3 点以上の
温度から冷却速度10〜30℃/sで、Df (変態終了温度)
〜Df +150 ℃の温度範囲まで加速冷却し、必要に応じ
て加速冷却後、550 〜650 ℃の温度範囲で焼戻しを行う
平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法であ
る。 【効果】 本発明法によれば、平坦度が良好で、降伏比
も75%以下と低く、引張強さが490N/mm2以上の鋼板を得
ることができる。
が0.24%以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からな
る鋼片を熱間圧延して、鋼板表面温度で800 〜950 ℃の
温度範囲で仕上げ圧延を終了し、その後、Ar3 点以上の
温度から冷却速度10〜30℃/sで、Df (変態終了温度)
〜Df +150 ℃の温度範囲まで加速冷却し、必要に応じ
て加速冷却後、550 〜650 ℃の温度範囲で焼戻しを行う
平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法であ
る。 【効果】 本発明法によれば、平坦度が良好で、降伏比
も75%以下と低く、引張強さが490N/mm2以上の鋼板を得
ることができる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、加速冷却型の490N/mm2
級鋼板の製造方法に関し、さらに詳しくは、平坦度の良
好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法に関するもので
ある。
級鋼板の製造方法に関し、さらに詳しくは、平坦度の良
好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法に関するもので
ある。
【0002】
【従来の技術】従来、鉄骨建築用490N/mm2級鋼板は、炭
素当量(Ceq) が高いので溶接低温割れ防止のために予熱
を行い、また、溶接継手靱性を確保するために入熱量を
制限する等、溶接施工性に問題があった。一方、制御圧
延後の冷却過程で、鋼板を水冷する加速冷却技術の利用
は、鋼のミクロ組織の改善を通して高強度化、高靱性化
が図られることから、低Ceq 化が可能となり、前記問題
点の解決策として有効な手段となっている。
素当量(Ceq) が高いので溶接低温割れ防止のために予熱
を行い、また、溶接継手靱性を確保するために入熱量を
制限する等、溶接施工性に問題があった。一方、制御圧
延後の冷却過程で、鋼板を水冷する加速冷却技術の利用
は、鋼のミクロ組織の改善を通して高強度化、高靱性化
が図られることから、低Ceq 化が可能となり、前記問題
点の解決策として有効な手段となっている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
加速冷却技術では、強度上昇に重きを置き、変態終了温
度以下の温度まで水冷することを基本としており、特
に、板厚30mm以下の薄物材では、単に、この加速冷却を
適用するのみでは、耐震設計上の安全性確保の観点から
要求される降伏比75%以下を満足させることが難しく、
加えて、平坦度不良や材質異常が多発する等の問題があ
る。このため、最近、冷却方法に関して、鋼のγ→α変
態率に着目した冷却方法が特開昭60-100632 号公報に提
案されている。この方法では、変態率検出装置が必要と
なり実用化の点で難点がある。
加速冷却技術では、強度上昇に重きを置き、変態終了温
度以下の温度まで水冷することを基本としており、特
に、板厚30mm以下の薄物材では、単に、この加速冷却を
適用するのみでは、耐震設計上の安全性確保の観点から
要求される降伏比75%以下を満足させることが難しく、
加えて、平坦度不良や材質異常が多発する等の問題があ
る。このため、最近、冷却方法に関して、鋼のγ→α変
態率に着目した冷却方法が特開昭60-100632 号公報に提
案されている。この方法では、変態率検出装置が必要と
なり実用化の点で難点がある。
【0004】本発明は、上記の問題点を解決するために
なされたもので、化学成分を調整し、仕上げ圧延終了温
度と変態挙動に基づいて加速冷却条件を規制することに
よって、平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板を製造
する方法を提供することを目的とする。
なされたもので、化学成分を調整し、仕上げ圧延終了温
度と変態挙動に基づいて加速冷却条件を規制することに
よって、平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板を製造
する方法を提供することを目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】第1発明は、C:0.05〜0.
20%、Si:0.05 〜0.60%、Mn:0.5〜2.0 %、Ti:0.005〜
0.030 %を含有し、かつMn/Cが10以下、下記式のPcm が
0.24%以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼片を熱間圧延して、鋼板表面温度が800 〜950 ℃の温
度範囲で仕上げ圧延を終了し、その後、Ar3 点以上の温
度から冷却速度10〜30℃/sで、Df (変態終了温度)〜
Df +150 ℃の温度範囲まで加速冷却する平坦度の良好
な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法である。 Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
(%)
20%、Si:0.05 〜0.60%、Mn:0.5〜2.0 %、Ti:0.005〜
0.030 %を含有し、かつMn/Cが10以下、下記式のPcm が
0.24%以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼片を熱間圧延して、鋼板表面温度が800 〜950 ℃の温
度範囲で仕上げ圧延を終了し、その後、Ar3 点以上の温
度から冷却速度10〜30℃/sで、Df (変態終了温度)〜
Df +150 ℃の温度範囲まで加速冷却する平坦度の良好
な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法である。 Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
(%)
【0006】第2発明は、さらに、化学成分としてCu:
0.50 %以下、Ni:1.0%以下、Cr:0.50 %以下、Mo:0.50
%以下、V:0.10%以下およびNb:0.030%の内から選ん
だ1種または2種以上を含有する請求項1記載の平坦度
の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法である。
0.50 %以下、Ni:1.0%以下、Cr:0.50 %以下、Mo:0.50
%以下、V:0.10%以下およびNb:0.030%の内から選ん
だ1種または2種以上を含有する請求項1記載の平坦度
の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法である。
【0007】第3発明は、加速冷却後、550 〜650 ℃の
温度範囲で焼戻しを行う請求項1または請求項2記載の
平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法であ
る。
温度範囲で焼戻しを行う請求項1または請求項2記載の
平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法であ
る。
【0008】
【作用】以下に、本発明について詳細に説明する。ま
ず、本発明における圧延および加速冷却条件について説
明する。本発明では化学成分を調整した鋼片を加熱して
熱間圧延を行うが、鋼板表面温度が800 〜950 ℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了する必要がある。仕上げ圧延終
了温度が800℃未満の場合は、フェライトの過度の細粒
化により降伏比が高くなり、また950℃を超えるとオー
ステナイトが粗粒となり焼入れ性が増大し、加速冷却に
よって降伏比が高くなる。したがって、仕上げ圧延終了
温度は鋼板表面温度で800 〜950 ℃の温度範囲に限定す
る。
ず、本発明における圧延および加速冷却条件について説
明する。本発明では化学成分を調整した鋼片を加熱して
熱間圧延を行うが、鋼板表面温度が800 〜950 ℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了する必要がある。仕上げ圧延終
了温度が800℃未満の場合は、フェライトの過度の細粒
化により降伏比が高くなり、また950℃を超えるとオー
ステナイトが粗粒となり焼入れ性が増大し、加速冷却に
よって降伏比が高くなる。したがって、仕上げ圧延終了
温度は鋼板表面温度で800 〜950 ℃の温度範囲に限定す
る。
【0009】仕上げ圧延終了後加速冷却を行うが、冷却
速度が10℃/s未満では強度上昇効果が小さく、また30℃
/sを超えるとベイナイト分率の増加により降伏比が高く
なる。したがって、圧延終了後の冷却速度は10〜30℃/s
の範囲に限定する。
速度が10℃/s未満では強度上昇効果が小さく、また30℃
/sを超えるとベイナイト分率の増加により降伏比が高く
なる。したがって、圧延終了後の冷却速度は10〜30℃/s
の範囲に限定する。
【0010】冷却停止温度は、薄物材の形状確保の点で
特に重要な因子であり、この温度が低くなるほど形状不
良が増加する。この傾向は変態終了温度 (Df)の前後で
大きく異なるという知見を発明者は得ている。図1は板
厚25mmの鋼板を冷却速度20℃/sで冷却したときの冷却停
止温度と平坦度および引張強さとの関係を示しており、
図から明らかなように、冷却停止温度がDf 未満になる
と平坦度が極端に悪くなる。一方、冷却停止温度がDf
+150 ℃を超えると強度上昇効果が小さくなる。したが
って、冷却停止温度はDf 〜Df +150 ℃の温度範囲に
限定する。
特に重要な因子であり、この温度が低くなるほど形状不
良が増加する。この傾向は変態終了温度 (Df)の前後で
大きく異なるという知見を発明者は得ている。図1は板
厚25mmの鋼板を冷却速度20℃/sで冷却したときの冷却停
止温度と平坦度および引張強さとの関係を示しており、
図から明らかなように、冷却停止温度がDf 未満になる
と平坦度が極端に悪くなる。一方、冷却停止温度がDf
+150 ℃を超えると強度上昇効果が小さくなる。したが
って、冷却停止温度はDf 〜Df +150 ℃の温度範囲に
限定する。
【0011】この場合、Df は圧延前に、加工フォーマ
スタで成分、圧延条件、冷却条件ごとに求めておく。加
工フォーマスタで求めたDf の例を図2に示す。図2は
0.15%C-0.35%Si-1.18 %Mn-0.008%P-0.001 %S-0.01
2 %Tiの炭素鋼を1150℃に加熱し、その後、950 ℃で25
%、850 ℃で35%の加工を行い、いろいろな冷却速度で
冷却してDf を求め、各冷却速度ごとのDf を図示した
ものである。図中太実線が各冷却速度におけるDf を示
している。
スタで成分、圧延条件、冷却条件ごとに求めておく。加
工フォーマスタで求めたDf の例を図2に示す。図2は
0.15%C-0.35%Si-1.18 %Mn-0.008%P-0.001 %S-0.01
2 %Tiの炭素鋼を1150℃に加熱し、その後、950 ℃で25
%、850 ℃で35%の加工を行い、いろいろな冷却速度で
冷却してDf を求め、各冷却速度ごとのDf を図示した
ものである。図中太実線が各冷却速度におけるDf を示
している。
【0012】また、本発明では、加速冷却により生じる
残留歪みを除去する必要がある場合、加速冷却後に焼戻
し処理を行う。焼戻し温度は、550 ℃未満では残留歪み
除去効果が小さく、また、650 ℃を超える温度では、加
速冷却による強度上昇効果が消失する。したがって、焼
戻し温度は、550 〜650 ℃の範囲に限定する。
残留歪みを除去する必要がある場合、加速冷却後に焼戻
し処理を行う。焼戻し温度は、550 ℃未満では残留歪み
除去効果が小さく、また、650 ℃を超える温度では、加
速冷却による強度上昇効果が消失する。したがって、焼
戻し温度は、550 〜650 ℃の範囲に限定する。
【0013】つぎに、本発明の化学成分の限定理由につ
いて説明する。C は、鋼の強度上昇に寄与する元素であ
るが、0.05%未満では強度を確保することが困難であ
り、また、0.20%を超えて多量に含有すると鋼の靱性お
よび溶接性を劣化させる。したがって、C の添加量は0.
05〜0.20%の範囲とする。
いて説明する。C は、鋼の強度上昇に寄与する元素であ
るが、0.05%未満では強度を確保することが困難であ
り、また、0.20%を超えて多量に含有すると鋼の靱性お
よび溶接性を劣化させる。したがって、C の添加量は0.
05〜0.20%の範囲とする。
【0014】Siは、鋼の脱酸のために必須の元素である
が、0.05%未満ではその効果が少なく、また、0.60%を
超えて多量に添加すると溶接性を劣化させる。したがっ
て、Siの添加量は0.05〜0.60%の範囲とする。
が、0.05%未満ではその効果が少なく、また、0.60%を
超えて多量に添加すると溶接性を劣化させる。したがっ
て、Siの添加量は0.05〜0.60%の範囲とする。
【0015】Mnは、鋼の強度および靱性を確保するため
に必要な元素であるが、0.5 %未満ではこのような効果
は少なく、また、2.0 %を超えて多量に含有すると溶接
性を劣化させ、かつ、靱性も劣化させる。したがって、
Mnの添加量は0.5 〜2.0 %の範囲とする。
に必要な元素であるが、0.5 %未満ではこのような効果
は少なく、また、2.0 %を超えて多量に含有すると溶接
性を劣化させ、かつ、靱性も劣化させる。したがって、
Mnの添加量は0.5 〜2.0 %の範囲とする。
【0016】Tiは、オーステナイト粒の粗大化抑制とと
もに変態時のフェライトの核生成サイトになり、フェラ
イトの細粒化による靱性の向上に有効である。特に、本
発明のように仕上げ圧延後に加速冷却を行う場合には、
極めて有効である。しかし、0.005 %未満の含有ではこ
のような効果を発揮することができず、また、0.030%
を超えて多量に含有すると溶接継手靱性を劣化させる。
したがって、Tiの添加量は0.005 〜0.030 %の範囲とす
る。
もに変態時のフェライトの核生成サイトになり、フェラ
イトの細粒化による靱性の向上に有効である。特に、本
発明のように仕上げ圧延後に加速冷却を行う場合には、
極めて有効である。しかし、0.005 %未満の含有ではこ
のような効果を発揮することができず、また、0.030%
を超えて多量に含有すると溶接継手靱性を劣化させる。
したがって、Tiの添加量は0.005 〜0.030 %の範囲とす
る。
【0017】以上の元素を必須成分とするが、本発明に
おいては、要求される鋼の特性に応じて、以下に説明す
る元素Cu、Ni、Cr、Mo、V 、Nbの内から選んだ1種また
は2種以上を含有させることができる。
おいては、要求される鋼の特性に応じて、以下に説明す
る元素Cu、Ni、Cr、Mo、V 、Nbの内から選んだ1種また
は2種以上を含有させることができる。
【0018】Cuは、鋼の強度上昇に有効な元素である
が、0.50%を超えて多量に含有すると熱間加工時に表面
割れが発生するとともに、溶接性を劣化させる。したが
って、Cuの添加量は0.50%以下とする。なお、含有量が
0.05%未満では、このような効果は期待し難いので、添
加量は0.05%以上が望ましい。
が、0.50%を超えて多量に含有すると熱間加工時に表面
割れが発生するとともに、溶接性を劣化させる。したが
って、Cuの添加量は0.50%以下とする。なお、含有量が
0.05%未満では、このような効果は期待し難いので、添
加量は0.05%以上が望ましい。
【0019】Niは、溶接性に悪影響を与えることなく、
母材の強度および靱性を向上させるが、1.0 %を超えて
添加すると製造コストの上昇を招き、また、本発明の目
的を達成させるためには1.0 %以下の添加で十分であ
る。したがって、Niの添加量は1.0 %以下とする。
母材の強度および靱性を向上させるが、1.0 %を超えて
添加すると製造コストの上昇を招き、また、本発明の目
的を達成させるためには1.0 %以下の添加で十分であ
る。したがって、Niの添加量は1.0 %以下とする。
【0020】Crは、鋼の焼入れ性向上に有効な元素であ
るが、0.50%を超えると溶接性が劣化する。したがっ
て、Crの添加量は0.50%以下とする。なお、含有量が0.
05%未満では、焼入れ性が向上しないので、添加量は0.
05%以上が望ましい。
るが、0.50%を超えると溶接性が劣化する。したがっ
て、Crの添加量は0.50%以下とする。なお、含有量が0.
05%未満では、焼入れ性が向上しないので、添加量は0.
05%以上が望ましい。
【0021】Moは、鋼の焼入れ性向上に有効な元素であ
るが、0.50%を超えると溶接性が劣化する。したがっ
て、Moの添加量は0.50%以下とする。なお、含有量が0.
05%未満では、焼入れ性向上効果が期待し難くなるの
で、添加量は0.05%以上が望ましい。
るが、0.50%を超えると溶接性が劣化する。したがっ
て、Moの添加量は0.50%以下とする。なお、含有量が0.
05%未満では、焼入れ性向上効果が期待し難くなるの
で、添加量は0.05%以上が望ましい。
【0022】V は、析出硬化による強度上昇に有効な元
素であるが、0.10%を超えると溶接性が劣化する。した
がって、V の添加量は0.10%以下とする。なお、含有量
が0.01%未満では、このような効果はほとんど期待でき
ないので、添加量は0.01%以上が望ましい。
素であるが、0.10%を超えると溶接性が劣化する。した
がって、V の添加量は0.10%以下とする。なお、含有量
が0.01%未満では、このような効果はほとんど期待でき
ないので、添加量は0.01%以上が望ましい。
【0023】Nbは、析出硬化および変態強化による強度
上昇、および結晶粒の細粒化による靱性の向上を図るこ
とができる。このため、Nbは、合金元素の添加量を低減
でき、溶接性および溶接継手靱性の改善に有効な元素で
ある。しかし、0.030 %を超えて多量に含有すると溶接
継手靱性を劣化させる。したがって、Nbの添加量は0.03
0 %以下とする。なお、含有量が0.005 %未満では、こ
のような効果は期待し難くなるので、添加量は0.005 %
以上が望ましい。
上昇、および結晶粒の細粒化による靱性の向上を図るこ
とができる。このため、Nbは、合金元素の添加量を低減
でき、溶接性および溶接継手靱性の改善に有効な元素で
ある。しかし、0.030 %を超えて多量に含有すると溶接
継手靱性を劣化させる。したがって、Nbの添加量は0.03
0 %以下とする。なお、含有量が0.005 %未満では、こ
のような効果は期待し難くなるので、添加量は0.005 %
以上が望ましい。
【0024】Mn/Cの降伏比に及ぼす影響は大きく、図3
に示すうに、Mn/Cが大きくなると降伏比は高くなる。図
3は、本発明の化学成分の限定範囲の鋼片を、仕上げ温
度:840 〜860 ℃ (Ar3:約760 ℃) 、冷却停止温度:51
0 〜600 ℃ (Df:約500 ℃)、冷却速度:18〜22℃/sで
板厚25mmに圧延した鋼板のMn/Cと降伏比との関係を示し
たものである。図3から明らかなように、75%以下の降
伏比を得るためには、Mn/Cを10以下に抑える必要があ
る。Mn/Cが10を超えると焼入れ性が増し、ベイナイト分
率が高くなるため、降伏比の上昇をもたらす。したがっ
て、Mn/Cは10以下に限定する。
に示すうに、Mn/Cが大きくなると降伏比は高くなる。図
3は、本発明の化学成分の限定範囲の鋼片を、仕上げ温
度:840 〜860 ℃ (Ar3:約760 ℃) 、冷却停止温度:51
0 〜600 ℃ (Df:約500 ℃)、冷却速度:18〜22℃/sで
板厚25mmに圧延した鋼板のMn/Cと降伏比との関係を示し
たものである。図3から明らかなように、75%以下の降
伏比を得るためには、Mn/Cを10以下に抑える必要があ
る。Mn/Cが10を超えると焼入れ性が増し、ベイナイト分
率が高くなるため、降伏比の上昇をもたらす。したがっ
て、Mn/Cは10以下に限定する。
【0025】さらに、本発明では、溶接低温割れを抑制
するために溶接性の指標として広く使用されているPcm
を0.24%以下に限定する。なお、Pcm は下記式で定義さ
れる。 Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
(%)
するために溶接性の指標として広く使用されているPcm
を0.24%以下に限定する。なお、Pcm は下記式で定義さ
れる。 Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
(%)
【0026】
【実施例】以下に、本発明の実施例について説明する。
供試鋼は表1に示す化学成分を有する鋼片を加熱後、表
2に示す圧延・冷却条件で板厚15〜30mmの鋼板に仕上げ
たものである。これらの鋼板について引張特性、衝撃特
性、溶接性および平坦度を調査した。その結果を表2に
併記する。
供試鋼は表1に示す化学成分を有する鋼片を加熱後、表
2に示す圧延・冷却条件で板厚15〜30mmの鋼板に仕上げ
たものである。これらの鋼板について引張特性、衝撃特
性、溶接性および平坦度を調査した。その結果を表2に
併記する。
【0027】
【表1】
【0028】
【表2】
【0029】表2から明らかなように、本発明法A〜F
は、平坦度が良好で、降伏比も75%以下と低く、引張強
さが490N/mm2以上で、かつ良好な靱性と溶接性を有する
鋼板が得られている。
は、平坦度が良好で、降伏比も75%以下と低く、引張強
さが490N/mm2以上で、かつ良好な靱性と溶接性を有する
鋼板が得られている。
【0030】一方、比較例G〜Lの化学成分は、本発明
の限定範囲内ではあるが、比較例GはMn/Cが高く、かつ
圧延仕上げ温度が低いため、降伏比が高い。また、比較
例Hは圧延仕上げ温度が高いため、降伏比が高い。
の限定範囲内ではあるが、比較例GはMn/Cが高く、かつ
圧延仕上げ温度が低いため、降伏比が高い。また、比較
例Hは圧延仕上げ温度が高いため、降伏比が高い。
【0031】比較例Iは冷却速度が小さいため、引張強
さが不足している。また、比較例Jは冷却速度が大き
く、冷却停止温度がDf 未満であるため、降伏比が高
く、平坦度が悪い。
さが不足している。また、比較例Jは冷却速度が大き
く、冷却停止温度がDf 未満であるため、降伏比が高
く、平坦度が悪い。
【0032】比較例KはMn/Cが11.7と高いため、降伏比
が高い。また、比較例LはPcm が0.24%を超えているた
め、溶接性が悪い。
が高い。また、比較例LはPcm が0.24%を超えているた
め、溶接性が悪い。
【0033】以上のように、本発明法は化学成分を調整
し、特に、Mn/C、Pcm を限定し、仕上げ圧延終了温度と
変態挙動に基づいて加速冷却条件を規制することによっ
て、平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板を製造する
ことができる。
し、特に、Mn/C、Pcm を限定し、仕上げ圧延終了温度と
変態挙動に基づいて加速冷却条件を規制することによっ
て、平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板を製造する
ことができる。
【0034】
【発明の効果】本発明は、化学成分を調整し、かつMn/C
が10以下、Pcm が0.24%以下とし、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼片を熱間圧延して、鋼板表面温度で
800 〜950 ℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了し、その
後、Ar3 点以上の温度から冷却速度10〜30℃/sで、Df
(変態終了温度)〜Df +150 ℃の温度範囲まで加速冷
却し、必要に応じて加速冷却後、550 〜650 ℃の温度範
囲で焼戻しを行う平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼
板の製造方法であって、本発明法によれば、平坦度が良
好で、降伏比も75%以下と低く、引張強さが490N/mm2以
上の鋼板を得ることができる。
が10以下、Pcm が0.24%以下とし、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼片を熱間圧延して、鋼板表面温度で
800 〜950 ℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了し、その
後、Ar3 点以上の温度から冷却速度10〜30℃/sで、Df
(変態終了温度)〜Df +150 ℃の温度範囲まで加速冷
却し、必要に応じて加速冷却後、550 〜650 ℃の温度範
囲で焼戻しを行う平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼
板の製造方法であって、本発明法によれば、平坦度が良
好で、降伏比も75%以下と低く、引張強さが490N/mm2以
上の鋼板を得ることができる。
【図1】冷却停止温度と平坦度および引張強さとの関係
を示す図である。
を示す図である。
【図2】加工フォーマスタで求めたDf (変態終了温
度)の例を示す図である。
度)の例を示す図である。
【図3】降伏比に及ぼすMn/Cの影響を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 C:0.05〜0.20%、Si:0.05 〜0.60%、M
n:0.5〜2.0 %、Ti:0.005〜0.030 %を含有し、かつMn/
Cが10以下、下記式のPcm が0.24%以下とし、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延して、鋼板
表面温度が800〜950 ℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了
し、その後、Ar3 点以上の温度から冷却速度10〜30℃/s
で、Df (変態終了温度)〜Df +150 ℃の温度範囲ま
で加速冷却することを特徴とする平坦度の良好な低降伏
比490N/mm2級鋼板の製造方法。 Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
(%) - 【請求項2】 さらに、化学成分としてCu:0.50 %以
下、Ni:1.0%以下、Cr:0.50 %以下、Mo:0.50 %以下、
V:0.10%以下およびNb:0.030%の内から選んだ1種また
は2種以上を含有する請求項1記載の平坦度の良好な低
降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 加速冷却後、550 〜650 ℃の温度範囲で
焼戻しを行う請求項1または請求項2記載の平坦度の良
好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2918493A JPH06240352A (ja) | 1993-02-18 | 1993-02-18 | 平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2918493A JPH06240352A (ja) | 1993-02-18 | 1993-02-18 | 平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06240352A true JPH06240352A (ja) | 1994-08-30 |
Family
ID=12269127
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2918493A Withdrawn JPH06240352A (ja) | 1993-02-18 | 1993-02-18 | 平坦度の良好な低降伏比490N/mm2級鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH06240352A (ja) |
-
1993
- 1993-02-18 JP JP2918493A patent/JPH06240352A/ja not_active Withdrawn
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