JPH0747774B2 - 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 - Google Patents
耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法Info
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- JPH0747774B2 JPH0747774B2 JP2336304A JP33630490A JPH0747774B2 JP H0747774 B2 JPH0747774 B2 JP H0747774B2 JP 2336304 A JP2336304 A JP 2336304A JP 33630490 A JP33630490 A JP 33630490A JP H0747774 B2 JPH0747774 B2 JP H0747774B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、高層ビルなどの建築構造物に使用される低降
伏比60kgf/mm2級鋼板の製造方法に関し、さらに詳しく
は、母材の降伏比が80％以下で、エレクトロスラグ溶接
のような大入熱溶接継手において良好な継手靱性を有す
る耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級鋼板の製
造方法に関するものである。
伏比60kgf/mm2級鋼板の製造方法に関し、さらに詳しく
は、母材の降伏比が80％以下で、エレクトロスラグ溶接
のような大入熱溶接継手において良好な継手靱性を有す
る耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級鋼板の製
造方法に関するものである。
（従来の技術） 建築物の高層化にともなって、鉄骨に使用される鋼板が
厚肉化・高強度化しており、例えば超高層インテリジェ
ントビルのボックス柱には、板厚が100mmの低降伏比60k
gf/mm2級鋼板が採用され始めている。
厚肉化・高強度化しており、例えば超高層インテリジェ
ントビルのボックス柱には、板厚が100mmの低降伏比60k
gf/mm2級鋼板が採用され始めている。
さらに、人手不足の深刻化にともなって、２電極のサブ
マージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等の大入熱溶
接の採用の気運が強くなってきた。しかしながら、大入
熱溶接化にともなって溶接熱影響部の脆化だけでなく、
ボックス柱の角継手溶接部において、第１図に示す微小
な割れが発生するという問題が顕在化している。この種
の割れは、鋼板の非金属介在物や偏析ならびに溶接材料
からの水素と関係があるといわれているが、その原因は
明確にはなっていない。
マージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等の大入熱溶
接の採用の気運が強くなってきた。しかしながら、大入
熱溶接化にともなって溶接熱影響部の脆化だけでなく、
ボックス柱の角継手溶接部において、第１図に示す微小
な割れが発生するという問題が顕在化している。この種
の割れは、鋼板の非金属介在物や偏析ならびに溶接材料
からの水素と関係があるといわれているが、その原因は
明確にはなっていない。
また、建築用鋼板には、地震時の構造物の変形能の観点
から、80％以下の降伏比が要求されている。したがっ
て、60kgf/mm2級鋼板の降伏比を下げるために、通常の
焼入れ・焼きもどし処理に加えてAc3〜Ac1変態点温度範
囲に加熱保持後、冷却することによって、降伏比の低い
フェライトを鋼中に含有させる種々の方法が提案されて
いる。
から、80％以下の降伏比が要求されている。したがっ
て、60kgf/mm2級鋼板の降伏比を下げるために、通常の
焼入れ・焼きもどし処理に加えてAc3〜Ac1変態点温度範
囲に加熱保持後、冷却することによって、降伏比の低い
フェライトを鋼中に含有させる種々の方法が提案されて
いる。
例えば、特開昭55-97425号公報は、950℃以下での累積
圧下率25％以上の圧延を行い、Ac3〜Ac1変態点温度範囲
に加熱保持後空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで、Ac
1変態点温度以下で焼きもどすことによって、低降伏比
化を図ったものである。また、特開昭64-52023号公報
は、制御圧延後直ちに焼入れし、次いで、Ac3〜Ac1変態
点温度範囲に加熱保持後水冷し、さらに、Ac1変態点温
度以下で焼きもどすことによって、低降伏比化を実現さ
せたものである。
圧下率25％以上の圧延を行い、Ac3〜Ac1変態点温度範囲
に加熱保持後空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで、Ac
1変態点温度以下で焼きもどすことによって、低降伏比
化を図ったものである。また、特開昭64-52023号公報
は、制御圧延後直ちに焼入れし、次いで、Ac3〜Ac1変態
点温度範囲に加熱保持後水冷し、さらに、Ac1変態点温
度以下で焼きもどすことによって、低降伏比化を実現さ
せたものである。
（発明が解決しようとする課題） しかし、前記のような極厚・高強度鋼板を従来の焼入れ
焼きもどし法によって製造する場合、Ceq.（炭素当量）
が非常に高くなるため、溶接低温割れを防止するための
予熱や溶接継手靱性を確保するための溶接入熱量の制限
が不可欠となり、溶接施工および施工管理が非常に面倒
になるという問題がある。
焼きもどし法によって製造する場合、Ceq.（炭素当量）
が非常に高くなるため、溶接低温割れを防止するための
予熱や溶接継手靱性を確保するための溶接入熱量の制限
が不可欠となり、溶接施工および施工管理が非常に面倒
になるという問題がある。
また、特開昭55-97425号公報や特開昭64-52023号公報で
提案している製造方法には、前記のボックス柱の角継手
溶接部に発生する微小割れ防止策が何ら取られていな
い。
提案している製造方法には、前記のボックス柱の角継手
溶接部に発生する微小割れ防止策が何ら取られていな
い。
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、化学成分の規制、偏析の軽減、圧延条件の適正化に
よって、ボックス柱の角継手溶接部に発生する微小割れ
を防止した耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
で、化学成分の規制、偏析の軽減、圧延条件の適正化に
よって、ボックス柱の角継手溶接部に発生する微小割れ
を防止した耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
（課題を解決するための手段） 本発明者らはボックス柱の角継手溶接部に発生する微小
割れを防止しするために、鋼片の加熱温度と加熱時間を
制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもどしにおけ
るNbの析出強化を活用して、Ceq.を下げることによっ
て、耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級鋼板の
製造が可能であるという知見を得て本発明に至ったもの
である。
割れを防止しするために、鋼片の加熱温度と加熱時間を
制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもどしにおけ
るNbの析出強化を活用して、Ceq.を下げることによっ
て、耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級鋼板の
製造が可能であるという知見を得て本発明に至ったもの
である。
第１発明は、C:0.10〜0.18％、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.
70〜1.50％、P:0.010％以下、S:0.002％以下、Nb:0.005
〜0.030％、Ca:0.0010〜0.0030％を含有し、残部Feおよ
び不可避不純物からなり、かつ、下記式で規定される
Ceq.の値が0.45％以下を満足する鋼片を、1150〜1250℃
の温度範囲に加熱し、2.5×Ｔ［T:鋼片厚（mm）］分間
保持後、オーステナイトの再結晶温度域で全圧下率60％
以上を確保して、この再結晶温度域で圧延を完了し、そ
の後、Ar3変態点以上の温度から５〜30℃/secの範囲の
冷却速度で、400℃以下の温度まで冷却し、さらに、Ac3
〜Ac1変態点温度範囲に加熱後水冷し、ついで、Ac1変態
点温度以下で焼きもどしする耐溶接割れ性の優れた低降
伏比60kgf/mm2級鋼板の製造方法である。
70〜1.50％、P:0.010％以下、S:0.002％以下、Nb:0.005
〜0.030％、Ca:0.0010〜0.0030％を含有し、残部Feおよ
び不可避不純物からなり、かつ、下記式で規定される
Ceq.の値が0.45％以下を満足する鋼片を、1150〜1250℃
の温度範囲に加熱し、2.5×Ｔ［T:鋼片厚（mm）］分間
保持後、オーステナイトの再結晶温度域で全圧下率60％
以上を確保して、この再結晶温度域で圧延を完了し、そ
の後、Ar3変態点以上の温度から５〜30℃/secの範囲の
冷却速度で、400℃以下の温度まで冷却し、さらに、Ac3
〜Ac1変態点温度範囲に加熱後水冷し、ついで、Ac1変態
点温度以下で焼きもどしする耐溶接割れ性の優れた低降
伏比60kgf/mm2級鋼板の製造方法である。
Ceq.＝Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14… 第２発明は、請求項（１）で、限定する含有元素に加
え、さらに、Cu:0.30％以下、Ni:0.50％以下、Cr:0.30
％以下、Mo:0.30％以下、V:0.05％以下を含有する請求
項（１）記載の耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm
2級鋼板の製造方法である。
え、さらに、Cu:0.30％以下、Ni:0.50％以下、Cr:0.30
％以下、Mo:0.30％以下、V:0.05％以下を含有する請求
項（１）記載の耐溶接割れ性の優れた低降伏比60kgf/mm
2級鋼板の製造方法である。
（作用） 以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。
する。
Ｃは、強度上昇に寄与する元素であるが、含有量が0.10
％未満では強度を確保することが困難であり、0.18％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含有量は0.05〜0.20％の範囲とす
る。
％未満では強度を確保することが困難であり、0.18％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含有量は0.05〜0.20％の範囲とす
る。
Siは、脱酸元素として製鋼時に不可欠の元素であるが、
含有量が0.05％未満ではこの効果は少なく、また、0.50
％を超えて過多に含有すると、鋼の靱性を劣化させる。
したがって、Si含有量は0.05〜0.50％の範囲とする。
含有量が0.05％未満ではこの効果は少なく、また、0.50
％を超えて過多に含有すると、鋼の靱性を劣化させる。
したがって、Si含有量は0.05〜0.50％の範囲とする。
Mnは、脱酸および強度確保のために必要な元素である
が、含有量が0.70％未満ではこのような効果が十分に得
られず、また、1.50％を超えて過多に含有すると、鋼の
靱性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.70〜1.50
％の範囲とする。
が、含有量が0.70％未満ではこのような効果が十分に得
られず、また、1.50％を超えて過多に含有すると、鋼の
靱性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.70〜1.50
％の範囲とする。
Ｐは、偏析を助長し、鋼内部に局部的な硬さ上昇を引起
して、大入熱溶接時の溶接熱影響部に微小な割れを発生
させやすくするので、上限を0.010％とする。
して、大入熱溶接時の溶接熱影響部に微小な割れを発生
させやすくするので、上限を0.010％とする。
Ｓは、鋼中に非金属介在物として含有されるが、特に、
MnSは大入熱溶接時の溶接熱影響部に発生する微小な割
れの起点となるため、極力低減することが望ましい。し
たがって、本発明においては、Ｓの上限を0.002％とす
る。
MnSは大入熱溶接時の溶接熱影響部に発生する微小な割
れの起点となるため、極力低減することが望ましい。し
たがって、本発明においては、Ｓの上限を0.002％とす
る。
Nbは、加熱時にオーステナイト粒の粗大化を防止するこ
とによって、鋼の靱性を向上させるとともに、焼入れ後
の焼きもどし過程において炭窒化物の微細分散析出によ
って強度を上昇させる。本発明においては、少なくと
も、0.005％の含有量が必要であるが、0.030％を超えて
過多に含有するときは溶接性を劣化させる。したがっ
て、Nb含有量は0.005〜0.030％の範囲とする。
とによって、鋼の靱性を向上させるとともに、焼入れ後
の焼きもどし過程において炭窒化物の微細分散析出によ
って強度を上昇させる。本発明においては、少なくと
も、0.005％の含有量が必要であるが、0.030％を超えて
過多に含有するときは溶接性を劣化させる。したがっ
て、Nb含有量は0.005〜0.030％の範囲とする。
Caは、微小な割れの起点となるMnSのような硫化物系介
在物の形態制御に有効であるが、多量に含有すると鋼中
に巨大な介在物を形成して鋼の性状を悪化させる。した
がって、Ca含有量は0.0010〜0.0030％の範囲とする。
在物の形態制御に有効であるが、多量に含有すると鋼中
に巨大な介在物を形成して鋼の性状を悪化させる。した
がって、Ca含有量は0.0010〜0.0030％の範囲とする。
Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖなどの元素は、厚肉鋼板の板厚中心
右の強度低下を抑制する作用があるが、何れも高価なた
め、含有量はそれぞれCuは0.30％以下、Niは0.50％以
下、Crは0.30％以下、Moは0.30以下、Ｖは0.05％以下と
する。
右の強度低下を抑制する作用があるが、何れも高価なた
め、含有量はそれぞれCuは0.30％以下、Niは0.50％以
下、Crは0.30％以下、Moは0.30以下、Ｖは0.05％以下と
する。
ただし、これらの元素は、上記含有量の範囲内で、式
で定義されるCeq.が0.45％以下を満足しなければならな
い。Ceq.が0.45％を超えると溶接性が低下し、小入熱溶
接時の硬化割れや大入熱溶接時の水素に起因する微小な
割れが発生しやすくなる。したがって、Ceq.は0.45％以
下とする。
で定義されるCeq.が0.45％以下を満足しなければならな
い。Ceq.が0.45％を超えると溶接性が低下し、小入熱溶
接時の硬化割れや大入熱溶接時の水素に起因する微小な
割れが発生しやすくなる。したがって、Ceq.は0.45％以
下とする。
つぎに、本発明における製造条件について説明する。
本発明では、微小な割れの発生を助長する鋼中のミクロ
偏析の低減を図るため、鋼片の加熱温度と保持時間をつ
ぎのように限定する。すなわち、鋼片を1150〜1250℃の
温度範囲に加熱し、2.5×Ｔ［T:鋼片厚（mm）］分間保
持する。この加熱と保持によって、ＣやＰなどの偏析し
やすい元素が拡散され、ミクロ偏析が低減して、鋼中の
異常な硬化部が減少する。なお、限定した条件よりも低
温度での加熱や短時間での保持では、上記元素の拡散が
不十分となり、一方、高温度での加熱や長時間での保持
では、オーステナイト粒の粗大化が生じるため、靱性が
劣化する。
偏析の低減を図るため、鋼片の加熱温度と保持時間をつ
ぎのように限定する。すなわち、鋼片を1150〜1250℃の
温度範囲に加熱し、2.5×Ｔ［T:鋼片厚（mm）］分間保
持する。この加熱と保持によって、ＣやＰなどの偏析し
やすい元素が拡散され、ミクロ偏析が低減して、鋼中の
異常な硬化部が減少する。なお、限定した条件よりも低
温度での加熱や短時間での保持では、上記元素の拡散が
不十分となり、一方、高温度での加熱や長時間での保持
では、オーステナイト粒の粗大化が生じるため、靱性が
劣化する。
本発明で、オーステナイトの再結晶温度域で圧延を行う
理由は、オーステナイト粒を微細な再結晶オーステナイ
ト粒にして靱性を確保するためであり、安定して良好な
靱性を確保するためには、再結晶温度域で全圧下率60％
以上を確保する必要がある。
理由は、オーステナイト粒を微細な再結晶オーステナイ
ト粒にして靱性を確保するためであり、安定して良好な
靱性を確保するためには、再結晶温度域で全圧下率60％
以上を確保する必要がある。
また、圧延完了後の冷却速度は、所望の焼入れ組織を得
るたには、Ar3変態点以上の温度から５℃/sec以上の冷
却速度を必要とするが、冷却速度が30℃/secを超えても
その効果が飽和する。また、冷却停止温度は400℃を超
えると所望の焼入れ組織が得られなくなる。したがっ
て、圧延完了後の冷却速度は、５〜30℃/secの範囲に、
冷却停止温度は400℃以下に限定する。
るたには、Ar3変態点以上の温度から５℃/sec以上の冷
却速度を必要とするが、冷却速度が30℃/secを超えても
その効果が飽和する。また、冷却停止温度は400℃を超
えると所望の焼入れ組織が得られなくなる。したがっ
て、圧延完了後の冷却速度は、５〜30℃/secの範囲に、
冷却停止温度は400℃以下に限定する。
本発明では、ミクロ組織に降伏比の低いフェライトを混
在させるため、二相域温度、すなわち、Ac3〜Ac1変態点
温度範囲に加熱後水冷する。焼きもどし温度について
は、前段階での熱処理によって生じた鋼板中の残留応力
を低減して構造物の安全性を確保するために、Ac1変態
点温度以下とする。
在させるため、二相域温度、すなわち、Ac3〜Ac1変態点
温度範囲に加熱後水冷する。焼きもどし温度について
は、前段階での熱処理によって生じた鋼板中の残留応力
を低減して構造物の安全性を確保するために、Ac1変態
点温度以下とする。
なお、Ac3変態点、Ac1変態点、Ar3変態点の温度は次式
で定められる。
で定められる。
Ac3（℃）＝908−223.7C＋438.5P＋30.5Si＋37.9V−34.
4Mn−23.0Ni Ac1（℃）＝723＋22.0Si−14.0Mn−14.4Ni＋23.3Cr Ar3（℃）＝910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo ただし、各合金元素は含有量（％）で表す。
4Mn−23.0Ni Ac1（℃）＝723＋22.0Si−14.0Mn−14.4Ni＋23.3Cr Ar3（℃）＝910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo ただし、各合金元素は含有量（％）で表す。
（実施例） 以下に、本発明の実施例について説明する。
供試鋼板は第１表に示す化学成分を有する鋼片の第２表
に示す圧延条件、冷却条件にしたがって、板厚50〜100m
mに仕上げたものである。これらの鋼板から試験片を採
取し、母材の引張試験および衝撃試験、溶接性確認のた
めの最高硬さ試験、二電極サブマージアーク溶接継手の
引張試験および衝撃試験を行い、さらに、ボックス柱の
微小割れの観察を行った。その結果を第２表に併記す
る。なお、最高硬さ試験はJIS Z 3101により、二電極サ
ブマージアーク溶接はボックス柱の角継手を想定して、
入熱量170kJ/cmで行った。
に示す圧延条件、冷却条件にしたがって、板厚50〜100m
mに仕上げたものである。これらの鋼板から試験片を採
取し、母材の引張試験および衝撃試験、溶接性確認のた
めの最高硬さ試験、二電極サブマージアーク溶接継手の
引張試験および衝撃試験を行い、さらに、ボックス柱の
微小割れの観察を行った。その結果を第２表に併記す
る。なお、最高硬さ試験はJIS Z 3101により、二電極サ
ブマージアーク溶接はボックス柱の角継手を想定して、
入熱量170kJ/cmで行った。
第１表に本発明法Ａ〜Ｄおよび比較例Ｅ〜Ｈの化学成
分、Ceq.を、第２表に圧延条件、冷却条件、母材の機械
的材質、溶接性および溶接継手性能をそれぞれ示す。
分、Ceq.を、第２表に圧延条件、冷却条件、母材の機械
的材質、溶接性および溶接継手性能をそれぞれ示す。
第１表の比較例ＥはＣ、Mn、Ceq.が高く、ＦおよびＧは
不純物であるＰあるいはＳが多く、ＨはNbが添加されて
ない例である。
不純物であるＰあるいはＳが多く、ＨはNbが添加されて
ない例である。
第２表において、鋼記号A1、A2は、第１表の鋼記号Ａに
対して異なる製造条件を適用したことを意味しており、
鋼記号B1、B2、以下同様である。
対して異なる製造条件を適用したことを意味しており、
鋼記号B1、B2、以下同様である。
第２表から明らかなように、本発明法（A1、B1、C1、D
1）は、いずれも引張強さ（TS）は60kgf/mm2以上であ
り、降伏比（YR）は70〜75％と安定して低く、vTrsも低
温側にあって靱性も良好である。また、最高硬さは低く
溶接性は良好で、溶接継手強度および靱性（vE0）も良
好で、ボックス柱の微小割れは認められない。
1）は、いずれも引張強さ（TS）は60kgf/mm2以上であ
り、降伏比（YR）は70〜75％と安定して低く、vTrsも低
温側にあって靱性も良好である。また、最高硬さは低く
溶接性は良好で、溶接継手強度および靱性（vE0）も良
好で、ボックス柱の微小割れは認められない。
比較例A2は、加熱温度が高いため、オーステナイト粒が
粗大化したため、靱性（vTrs）が劣化している。比較例
B2は、鋼片の加熱時間が短いため、ミクロ偏析の低減が
不十分となり、ボックス柱の微小割れが認められる。比
較例C2は、フェライトの生成に必要なAc3〜Ac1変態点温
度域での加熱とその後の水冷がないため、降伏比が高
い。比較例D2は、圧延終了後の冷却速度が遅いため、焼
入れ組織が得られず引張強さが60kgf/mm2未満と低い。
比較例Ｅは、Ceq.が高いため、最高硬さが高く溶接性が
悪い。また、比較例ＦおよびＧは、それぞれＰあるいは
Ｓが多く、割れの起点となる偏析による硬化部あるいは
非金属介在物が多数存在しているため、ボックス柱の微
小割れが認められる。比較例Ｈは、Nbが添加されていな
いため、微細な再結晶オーステナイト粒が得られず、靱
性が劣化し、また、Nbの炭窒化物の析出強化作用が得ら
れず強化も低下している。
粗大化したため、靱性（vTrs）が劣化している。比較例
B2は、鋼片の加熱時間が短いため、ミクロ偏析の低減が
不十分となり、ボックス柱の微小割れが認められる。比
較例C2は、フェライトの生成に必要なAc3〜Ac1変態点温
度域での加熱とその後の水冷がないため、降伏比が高
い。比較例D2は、圧延終了後の冷却速度が遅いため、焼
入れ組織が得られず引張強さが60kgf/mm2未満と低い。
比較例Ｅは、Ceq.が高いため、最高硬さが高く溶接性が
悪い。また、比較例ＦおよびＧは、それぞれＰあるいは
Ｓが多く、割れの起点となる偏析による硬化部あるいは
非金属介在物が多数存在しているため、ボックス柱の微
小割れが認められる。比較例Ｈは、Nbが添加されていな
いため、微細な再結晶オーステナイト粒が得られず、靱
性が劣化し、また、Nbの炭窒化物の析出強化作用が得ら
れず強化も低下している。
（発明の効果） 以上説明したように、本発明は、鋼片の加熱温度と加熱
時間を制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもどし
におけるNbの析出強化を活用して、Ceq.を下げることに
よって、低降伏比60kgf/mm2級鋼板を製造するもので、
本発明によれば、従来の低降伏比60kgf/mm2級鋼板と同
等の強度と靱性を維持し、かつ、良好な溶接性を有し、
大入熱溶接時の継手靱性が良好で、ボックス柱の角継手
溶接部に溶接割れが発生しない耐溶接割れ性の優れた低
降伏比60kgf/mm2級鋼板の製造が可能であるという優れ
た効果を有するものである。
時間を制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもどし
におけるNbの析出強化を活用して、Ceq.を下げることに
よって、低降伏比60kgf/mm2級鋼板を製造するもので、
本発明によれば、従来の低降伏比60kgf/mm2級鋼板と同
等の強度と靱性を維持し、かつ、良好な溶接性を有し、
大入熱溶接時の継手靱性が良好で、ボックス柱の角継手
溶接部に溶接割れが発生しない耐溶接割れ性の優れた低
降伏比60kgf/mm2級鋼板の製造が可能であるという優れ
た効果を有するものである。
第１図は、建築用鉄骨のボックス柱の角継手溶接部に発
生した微小割れを示す図である。
生した微小割れを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/12
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.10〜0.18％、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.
70〜1.50％、P:0.010％以下、S:0.002％以下、Nb:0.005
〜0.030％、Ca:0.0010〜0.0030％を含有し、残部Feおよ
び不可避不純物からなり、かつ、下記式で規定される
Ceq.の値が0.45％以下を満足する鋼片を、1150〜1250℃
の温度範囲に加熱し、2.5×Ｔ［T:鋼片厚（mm）］分間
保持後、オーステナイトの再結晶温度域で全圧下率60％
以上を確保して、この再結晶温度域で圧延を完了し、そ
の後、Ar3変態点以上の温度から５〜30℃/secの範囲の
冷却速度で、400℃以下の温度まで冷却し、さらに、Ac3
〜Ac1変態点温度範囲に加熱後水冷し、ついで、Ac1変態
点温度以下で焼きもどしすることを特徴とする耐溶接割
れ性の優れた低降伏比60kgf/mm2級鋼板の製造方法。 Ceq.＝Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14… - 【請求項２】C:0.10〜0.18％、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.
70〜1.50％、P:0.010％以下、S:0.002％以下、Nb:0.005
〜0.030％、Ca:0.0010〜0.0030％、さらにCu:0.30％以
下、Ni:0.50％以下、Cr:0.30％以下、Mo:0.30％以下、
V:0.05％以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物から
なり、かつ、下記式で規定されるCeq.の値が0.45％以
下を満足する鋼片を、1150〜1250℃の温度範囲に加熱
し、2.5×Ｔ［T:鋼片厚（mm）］分間保持後、オーステ
ナイトの再結晶温度域で全圧下率60％以上を確保して、
この再結晶温度域で圧延を完了し、その後、Ar3変態点
以上の温度から５〜30℃/secの範囲の冷却速度で、400
℃以下の温度まで冷却し、さらに、Ac3〜Ac1変態点温度
範囲に加熱後水冷し、ついで、Ac1変態点温度以下で焼
きもどしすることを特徴とする耐溶接割れ性の優れた低
降伏比60kgf/mm2級鋼板の製造方法。 Ceq.＝Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14…
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2336304A JPH0747774B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2336304A JPH0747774B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04202619A JPH04202619A (ja) | 1992-07-23 |
| JPH0747774B2 true JPH0747774B2 (ja) | 1995-05-24 |
Family
ID=18297728
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2336304A Expired - Lifetime JPH0747774B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0747774B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100406398B1 (ko) * | 1998-12-24 | 2004-02-14 | 주식회사 포스코 | 내진성이우수한인장강도60㎏/㎟급건축용후판의제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115921A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel plate of low yield ratio |
| JPH01195242A (ja) * | 1987-09-24 | 1989-08-07 | Kobe Steel Ltd | 厚さ方向に均一に低温靭性にすぐれる厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH066740B2 (ja) * | 1987-08-26 | 1994-01-26 | 日本鋼管株式会社 | 低降伏比厚肉高張力鋼の製造方法 |
-
1990
- 1990-11-29 JP JP2336304A patent/JPH0747774B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115921A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel plate of low yield ratio |
| JPH01195242A (ja) * | 1987-09-24 | 1989-08-07 | Kobe Steel Ltd | 厚さ方向に均一に低温靭性にすぐれる厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04202619A (ja) | 1992-07-23 |
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