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 |
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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 |
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JPH04202619A (ja) | 1992-07-23 |
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