JPH05255742A - 急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH05255742A JPH05255742A JP5088992A JP5088992A JPH05255742A JP H05255742 A JPH05255742 A JP H05255742A JP 5088992 A JP5088992 A JP 5088992A JP 5088992 A JP5088992 A JP 5088992A JP H05255742 A JPH05255742 A JP H05255742A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は工業的に可能な高能率の焼戻し処理
により低降伏比の高張力鋼板の製造技術を提供するので
ある。 【構成】 ７００〜８５０℃より焼入れした鋼板を８０
０〜１０００℃に加熱した熱処理炉に装入し、０．２℃
／秒以上の昇温速度で加熱し、表面温度がＡ1 点−２０
０℃以上、Ａ1 点＋１００℃以下の所定の温度に到達し
た後、ただちに炉外へ出し、２℃／秒以上の冷却速度で
冷却を行うことにより、低降伏比の高張力鋼板を製造す
ることができる。これにより、本発明法で製造した鋼板
は耐震性が必要な大型の建築構造物への適用が可能とな
った。
により低降伏比の高張力鋼板の製造技術を提供するので
ある。 【構成】 ７００〜８５０℃より焼入れした鋼板を８０
０〜１０００℃に加熱した熱処理炉に装入し、０．２℃
／秒以上の昇温速度で加熱し、表面温度がＡ1 点−２０
０℃以上、Ａ1 点＋１００℃以下の所定の温度に到達し
た後、ただちに炉外へ出し、２℃／秒以上の冷却速度で
冷却を行うことにより、低降伏比の高張力鋼板を製造す
ることができる。これにより、本発明法で製造した鋼板
は耐震性が必要な大型の建築構造物への適用が可能とな
った。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は７００〜８５０℃から焼
入れした鋼板を急速加熱、急速冷却することにより低降
伏比（低ＹＲ）の高張力鋼板を製造する方法に関するも
のである。
入れした鋼板を急速加熱、急速冷却することにより低降
伏比（低ＹＲ）の高張力鋼板を製造する方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】従来、引張強度が６０kgｆ／mm2 以上の
低ＹＲ鋼の殆どは７００〜８５０℃のオーステナイト
（γ）−フェライト（α）の２相共存域からの水冷後、
焼戻しする方法が用いられていた。例えば、特開平３−
２０７８１４号公報にその記述があるが、この方法で
は、γ−αの２相共存域で保持することにより炭素
（Ｃ）のαからγへの濃化を促進してＣを殆ど含まない
αとＣが濃化したγを生成させ、水冷後に柔らかい部分
と固い部分の２相を混在させて低ＹＲ化を図っていた。
低ＹＲ鋼の殆どは７００〜８５０℃のオーステナイト
（γ）−フェライト（α）の２相共存域からの水冷後、
焼戻しする方法が用いられていた。例えば、特開平３−
２０７８１４号公報にその記述があるが、この方法で
は、γ−αの２相共存域で保持することにより炭素
（Ｃ）のαからγへの濃化を促進してＣを殆ど含まない
αとＣが濃化したγを生成させ、水冷後に柔らかい部分
と固い部分の２相を混在させて低ＹＲ化を図っていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、この技
術では、焼戻し処理は従来と同じ方法であるため、低Ｙ
Ｒ化に限界があり、大きな問題点であった。また、従来
の焼戻し処理法は鋼板を所定の温度に保持した炉内に長
時間保持する必要があり、処理時間が長く、製造コスト
の面でも問題であった。本発明は高張力化と低ＹＲ化を
同時に達成する鋼板の製造技術を提供するものである。
本発明により製造した鋼は低ＹＲと高張力を兼ね備えて
おり、耐震性が要求されるような大型の建築物に適して
いる。
術では、焼戻し処理は従来と同じ方法であるため、低Ｙ
Ｒ化に限界があり、大きな問題点であった。また、従来
の焼戻し処理法は鋼板を所定の温度に保持した炉内に長
時間保持する必要があり、処理時間が長く、製造コスト
の面でも問題であった。本発明は高張力化と低ＹＲ化を
同時に達成する鋼板の製造技術を提供するものである。
本発明により製造した鋼は低ＹＲと高張力を兼ね備えて
おり、耐震性が要求されるような大型の建築物に適して
いる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍ
ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０
０８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を圧延後の７００〜８５０℃から焼入れする
か、圧延後常温まで空冷し、７００〜８５０℃に加熱し
てこの温度から焼入れした鋼板を、鋼板の表面のスケー
ルを排除したのち、８００〜１０００℃に加熱した熱処
理炉に装入し、０．２℃／秒以上の昇温速度で加熱し
て、表面温度がＡ1 点−２００℃以上、Ａ1 点＋１００
℃以下の所定の温度に到達した後、ただちに炉外へ出
し、２℃／秒以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴と
する急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法で
ある。
で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍ
ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０
０８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を圧延後の７００〜８５０℃から焼入れする
か、圧延後常温まで空冷し、７００〜８５０℃に加熱し
てこの温度から焼入れした鋼板を、鋼板の表面のスケー
ルを排除したのち、８００〜１０００℃に加熱した熱処
理炉に装入し、０．２℃／秒以上の昇温速度で加熱し
て、表面温度がＡ1 点−２００℃以上、Ａ1 点＋１００
℃以下の所定の温度に到達した後、ただちに炉外へ出
し、２℃／秒以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴と
する急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法で
ある。
【０００５】更に本発明は重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．２０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８％以下および、Ｎ
ｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３
％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．８％以下、Ｃｒ：
１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃ
ａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下の一種
または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を圧延後の７００〜８５０℃から焼入れ
するか、圧延後常温まで空冷し、７００〜８５０℃に加
熱してこの温度から焼入れした鋼板を、鋼板の表面のス
ケールを排除したのち、８００〜１０００℃に加熱した
熱処理炉に装入し、０．２℃／秒以上の昇温速度で加熱
して、表面温度がＡ1 点−２００℃以上、Ａ1 点＋１０
０℃以下の所定の温度に到達した後、ただちに炉外へ出
し、２℃／秒以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴と
する急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法で
ある。
０．２０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８％以下および、Ｎ
ｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３
％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．８％以下、Ｃｒ：
１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃ
ａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下の一種
または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を圧延後の７００〜８５０℃から焼入れ
するか、圧延後常温まで空冷し、７００〜８５０℃に加
熱してこの温度から焼入れした鋼板を、鋼板の表面のス
ケールを排除したのち、８００〜１０００℃に加熱した
熱処理炉に装入し、０．２℃／秒以上の昇温速度で加熱
して、表面温度がＡ1 点−２００℃以上、Ａ1 点＋１０
０℃以下の所定の温度に到達した後、ただちに炉外へ出
し、２℃／秒以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴と
する急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法で
ある。
【０００６】本発明の基本となる考え方を以下に述べ
る。前述したように低ＹＲ鋼を製造する技術としてはγ
−αの２相共存域から水冷し、その後、焼戻しを行う方
法が一般的である。２相共存域からの水冷によりＣを殆
ど含まないフェライト相とＣを過飽和に含んだマルテン
サイト相が生成される。降伏強度（ＹＳ，ＹＰ）は主に
フェライト相の強度に依存し、引張り強さ（ＴＳ）は主
にマルテンサイト相の強度に依存することが知られてい
る。ＹＳはＴＳに対するＹＳ（ＹＰ）の割合であるた
め、２相共存域からの水冷は低ＹＲ鋼製造のため、最も
適した方法と考えられていた。しかしながら、従来の方
法では、その後の焼戻し処理により前述の効果は損なわ
れ、低ＹＲ化の限界があった。
る。前述したように低ＹＲ鋼を製造する技術としてはγ
−αの２相共存域から水冷し、その後、焼戻しを行う方
法が一般的である。２相共存域からの水冷によりＣを殆
ど含まないフェライト相とＣを過飽和に含んだマルテン
サイト相が生成される。降伏強度（ＹＳ，ＹＰ）は主に
フェライト相の強度に依存し、引張り強さ（ＴＳ）は主
にマルテンサイト相の強度に依存することが知られてい
る。ＹＳはＴＳに対するＹＳ（ＹＰ）の割合であるた
め、２相共存域からの水冷は低ＹＲ鋼製造のため、最も
適した方法と考えられていた。しかしながら、従来の方
法では、その後の焼戻し処理により前述の効果は損なわ
れ、低ＹＲ化の限界があった。
【０００７】焼戻し工程で生じる主な冶金現象は固溶
炭素原子がセメンタイトとして排出、固溶炭素原子が
Ｆｅ以外の金属元素との炭化物として析出、変態時に
生じたミクロ組織中の多数の転位が消滅あるいは著しく
減少の３点が知られている。これらの現象は焼戻し温度
が高いほど進行が速く、マルテンサイトやベイナイトの
ラスセメンタイトおよびその他の炭化物が粗大化し、強
度に寄与する転位も減少する。
炭素原子がセメンタイトとして排出、固溶炭素原子が
Ｆｅ以外の金属元素との炭化物として析出、変態時に
生じたミクロ組織中の多数の転位が消滅あるいは著しく
減少の３点が知られている。これらの現象は焼戻し温度
が高いほど進行が速く、マルテンサイトやベイナイトの
ラスセメンタイトおよびその他の炭化物が粗大化し、強
度に寄与する転位も減少する。
【０００８】しかも、焼戻し温度が高いほどＹＳの低下
よりＴＳの低下が大きいため、ＹＲが増加することにな
る。一方、焼戻し温度が低いと過剰な炭素の固溶状態
（一部マルテンサイトを含む）が解消されないため、靭
性が回復しない。従って、従来の焼戻し処理は必然的に
焼戻し温度範囲が定められ、低ＹＲ化にとって避けられ
ない限界があった。
よりＴＳの低下が大きいため、ＹＲが増加することにな
る。一方、焼戻し温度が低いと過剰な炭素の固溶状態
（一部マルテンサイトを含む）が解消されないため、靭
性が回復しない。従って、従来の焼戻し処理は必然的に
焼戻し温度範囲が定められ、低ＹＲ化にとって避けられ
ない限界があった。
【０００９】本発明者らの研究によれば、過剰な炭素の
固溶状態をなくし、且つ炭化物の粗大化を抑制する方法
により、従来の方法では到達できなかった低ＹＲ化を図
ることができることを見いだした。
固溶状態をなくし、且つ炭化物の粗大化を抑制する方法
により、従来の方法では到達できなかった低ＹＲ化を図
ることができることを見いだした。
【００１０】すなわち、急速加熱で所定の温度まで昇温
し、保持をとらずに水冷する方法である。このような考
えとは異なるが、特開昭５８−１９４３９号公報では、
急速加熱法が開示されているが、この方法はパイプの誘
導加熱法であり、厚鋼板への適用は難しい。厚鋼板の場
合、誘導加熱法は、実際に製造される厚鋼板の厚みや幅
の種類が極めて多いため加熱用のコイルが多数必要で、
コストや温度精度から、工業的に実用化は無理な課題で
あった。
し、保持をとらずに水冷する方法である。このような考
えとは異なるが、特開昭５８−１９４３９号公報では、
急速加熱法が開示されているが、この方法はパイプの誘
導加熱法であり、厚鋼板への適用は難しい。厚鋼板の場
合、誘導加熱法は、実際に製造される厚鋼板の厚みや幅
の種類が極めて多いため加熱用のコイルが多数必要で、
コストや温度精度から、工業的に実用化は無理な課題で
あった。
【００１１】本発明者らは、従来の焼戻し処理方法に変
わる最適な方法について検討し、以下の方法が最も適し
ていることを見いだした。すなわち、鋼板を圧延後の７
００〜８５０℃から焼入れするか、圧延後常温まで空冷
して、７００〜８５０℃に再加熱してこの温度から焼入
れした鋼板を、鋼板の表面のスケールを排除したのち、
８００〜１０００℃に加熱した熱処理炉に装入し、０．
２℃／秒以上の昇温速度で加熱して、表面温度がＡ1 点
−２００℃以上、Ａ1 点＋１００℃以下の所定の温度に
到達した後、ただちに炉外へ出し、２℃／秒以上の冷却
速度で常温まで冷却する方法である。
わる最適な方法について検討し、以下の方法が最も適し
ていることを見いだした。すなわち、鋼板を圧延後の７
００〜８５０℃から焼入れするか、圧延後常温まで空冷
して、７００〜８５０℃に再加熱してこの温度から焼入
れした鋼板を、鋼板の表面のスケールを排除したのち、
８００〜１０００℃に加熱した熱処理炉に装入し、０．
２℃／秒以上の昇温速度で加熱して、表面温度がＡ1 点
−２００℃以上、Ａ1 点＋１００℃以下の所定の温度に
到達した後、ただちに炉外へ出し、２℃／秒以上の冷却
速度で常温まで冷却する方法である。
【００１２】まず、熱処理炉で鋼板を加熱する場合、鋼
板の温度は鋼板表裏面のスケールの影響が大きく、特に
本発明のように８００〜１０００℃の熱処理温度よりか
なり高温の熱処理炉でＡ1 点−２００℃以上、Ａ1 点＋
１００℃以下の範囲に加熱し、保持をしない方法ではス
ケールの付着状態により鋼板の到達温度が大きく左右さ
れる。スケール付着状態は同一鋼板内でも板内位置によ
る差が大きいため、同一熱処理鋼板内の材質の変動が大
きくなり実用には適さない。
板の温度は鋼板表裏面のスケールの影響が大きく、特に
本発明のように８００〜１０００℃の熱処理温度よりか
なり高温の熱処理炉でＡ1 点−２００℃以上、Ａ1 点＋
１００℃以下の範囲に加熱し、保持をしない方法ではス
ケールの付着状態により鋼板の到達温度が大きく左右さ
れる。スケール付着状態は同一鋼板内でも板内位置によ
る差が大きいため、同一熱処理鋼板内の材質の変動が大
きくなり実用には適さない。
【００１３】また、熱処理炉の温度を８００〜１０００
℃に保持する理由は、８００℃未満では昇温速度が遅
く、初期の目的を達しないため、１０００℃超では板厚
の中心温度と表面温度の差や鋼板の端との温度差が１０
０℃を超え、均一な材質が得られないためである。
℃に保持する理由は、８００℃未満では昇温速度が遅
く、初期の目的を達しないため、１０００℃超では板厚
の中心温度と表面温度の差や鋼板の端との温度差が１０
０℃を超え、均一な材質が得られないためである。
【００１４】さらに、加熱温度をＡ1 点−２００℃以
上、Ａ1 点＋１００℃以下の範囲とする理由はＡ1 点−
２００℃以下の温度では過剰な炭素の固溶状態がなくな
らないため、靭性が回復しないためであり、Ａ1 点＋１
００℃以上の温度では炭化物が粗大化し、強度が低下す
るだけでなく、靭性も劣化するためである。
上、Ａ1 点＋１００℃以下の範囲とする理由はＡ1 点−
２００℃以下の温度では過剰な炭素の固溶状態がなくな
らないため、靭性が回復しないためであり、Ａ1 点＋１
００℃以上の温度では炭化物が粗大化し、強度が低下す
るだけでなく、靭性も劣化するためである。
【００１５】つぎに、所定の温度に達した後、保持をし
ないでただちに炉外へ出して水冷する理由は、炭化物を
粗大化させずにＴＳの低下を抑えて靭性を確保するため
である。すなわち、従来の考えでは、過剰な炭素の固溶
状態の解消は焼戻し温度とその時間の積算効果とされて
いたが、これとは全く異なり、焼戻し温度の絶対値が支
配的であることをつきとめ、炭化物の粗大化は従来どお
りの積算効果である事実を明らかにし、その最適な方法
が急速加熱、急冷法であることを見いだした。
ないでただちに炉外へ出して水冷する理由は、炭化物を
粗大化させずにＴＳの低下を抑えて靭性を確保するため
である。すなわち、従来の考えでは、過剰な炭素の固溶
状態の解消は焼戻し温度とその時間の積算効果とされて
いたが、これとは全く異なり、焼戻し温度の絶対値が支
配的であることをつきとめ、炭化物の粗大化は従来どお
りの積算効果である事実を明らかにし、その最適な方法
が急速加熱、急冷法であることを見いだした。
【００１６】本発明法によれば、従来法では達すること
ができなかった低ＹＲの高張力鋼が得られるが、生産性
の点からも大きなメリットが生じる。すなわち、本発明
法での焼戻し処理時間は従来法に比較して約１／３程度
の時間で処理できるため経済的に大きなメリットであ
る。
ができなかった低ＹＲの高張力鋼が得られるが、生産性
の点からも大きなメリットが生じる。すなわち、本発明
法での焼戻し処理時間は従来法に比較して約１／３程度
の時間で処理できるため経済的に大きなメリットであ
る。
【００１７】本発明鋼は従来にない短時間の焼戻し処理
で、低ＹＲ、高張力の鋼板の製造を可能とするものであ
るが、製造法と共に鋼成分が重要であり、以下これにつ
いて述べる。Ｃは強度を確保するため、重要な元素であ
り、０．０４％未満では十分な強度が得られないため下
限を０．０４％とした。また、０．２％を超えると溶接
性を劣化させるので上限を０．２％とした。
で、低ＹＲ、高張力の鋼板の製造を可能とするものであ
るが、製造法と共に鋼成分が重要であり、以下これにつ
いて述べる。Ｃは強度を確保するため、重要な元素であ
り、０．０４％未満では十分な強度が得られないため下
限を０．０４％とした。また、０．２％を超えると溶接
性を劣化させるので上限を０．２％とした。
【００１８】Ｓｉは脱酸上、鋼に含まれる元素である
が、多く添加すると溶接性が劣化するため上限を１％と
した。Ｍｎは強度、靭性を確保するため不可欠な元素で
あり、０．５％以上の添加が有効である。しかしなが
ら、２．０％超では溶接性を害するため上限は２．０％
である。
が、多く添加すると溶接性が劣化するため上限を１％と
した。Ｍｎは強度、靭性を確保するため不可欠な元素で
あり、０．５％以上の添加が有効である。しかしなが
ら、２．０％超では溶接性を害するため上限は２．０％
である。
【００１９】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０２０％、０．０１０％以下とした理由は母
材靭性、溶接性を劣化させないためである。Ａｌは一般
に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、０．０５％を超え
るとスラブ鋳造時の表面割れが出やすくなるため上限を
０．０５％とした。Ｎは特に強度や靭性に大きな害をお
よぼさないが、多すぎるとスラブ鋳造時の表面割れが出
やすくなるため、０．００８０％以下とした。
れぞれ０．０２０％、０．０１０％以下とした理由は母
材靭性、溶接性を劣化させないためである。Ａｌは一般
に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、０．０５％を超え
るとスラブ鋳造時の表面割れが出やすくなるため上限を
０．０５％とした。Ｎは特に強度や靭性に大きな害をお
よぼさないが、多すぎるとスラブ鋳造時の表面割れが出
やすくなるため、０．００８０％以下とした。
【００２０】つぎに、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭを添加する理由を述べる。
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉはいずれも微量の添加で結晶粒の細粒化
と析出硬化の面で有効であるが、多すぎると溶接性や溶
接部の靭性に悪いためその上限をＮｂ，Ｖは０．１％以
下、Ｔｉは０．０３％以下とした。
ｒ，Ｍｏ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭを添加する理由を述べる。
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉはいずれも微量の添加で結晶粒の細粒化
と析出硬化の面で有効であるが、多すぎると溶接性や溶
接部の靭性に悪いためその上限をＮｂ，Ｖは０．１％以
下、Ｔｉは０．０３％以下とした。
【００２１】Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂはいずれも鋼
の焼入性を向上させ、強度や靭性を確保するため重要な
元素であるが、過度の添加は鋼の靭性や溶接性、溶接部
の靭性を害するため、それぞれ上限をＮｉ１％以下、Ｃ
ｕ０．８％以下、Ｃｒ１％以下、Ｍｏ１％以下、Ｂ０．
００３％以下に限定する。Ｃａ，ＲＥＭは硫化物（Ｍｎ
Ｓ）の形態を制御し、低温靭性の改善や耐水素誘起割れ
性などに効果を発揮する。しかし、多すぎると靭性や清
浄度を害するためそれぞれ上限をＣａ０．００５％以
下、ＲＥＭ０．０５％以下とした。
の焼入性を向上させ、強度や靭性を確保するため重要な
元素であるが、過度の添加は鋼の靭性や溶接性、溶接部
の靭性を害するため、それぞれ上限をＮｉ１％以下、Ｃ
ｕ０．８％以下、Ｃｒ１％以下、Ｍｏ１％以下、Ｂ０．
００３％以下に限定する。Ｃａ，ＲＥＭは硫化物（Ｍｎ
Ｓ）の形態を制御し、低温靭性の改善や耐水素誘起割れ
性などに効果を発揮する。しかし、多すぎると靭性や清
浄度を害するためそれぞれ上限をＣａ０．００５％以
下、ＲＥＭ０．０５％以下とした。
【００２２】
【実施例】表１に発明鋼と比較鋼の化学成分および鋼板
の製造条件、母材の機械的特性を示す。また、図１に、
発明鋼と比較鋼の強度とＹＲ，ｖＴｒｓとの関係を示
す。
の製造条件、母材の機械的特性を示す。また、図１に、
発明鋼と比較鋼の強度とＹＲ，ｖＴｒｓとの関係を示
す。
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表１および図１に示すように発明鋼の強度
や靭性は極めて良好で、ＹＲも６０キロ鋼で７４％以
下、８０キロ鋼で７８％以下で、耐震性が問題となる建
築物への実用に最適である。また、発明鋼の−６０℃の
シャルピー値も１５kgf-m を超える良好な値である。
や靭性は極めて良好で、ＹＲも６０キロ鋼で７４％以
下、８０キロ鋼で７８％以下で、耐震性が問題となる建
築物への実用に最適である。また、発明鋼の−６０℃の
シャルピー値も１５kgf-m を超える良好な値である。
【００２５】これに対し、比較鋼１１では、鋼板の製造
法は発明鋼と同じであるが、鋼成分のＭｎが高過ぎるた
め、強度は良好であるが、ＹＲが高く、靭性が不十分で
ある。同様に、比較鋼１２では、鋼板の製造法は発明鋼
と同じであるが、鋼成分のＭｎが低いため、ＹＲは低い
が強度、靭性が不十分な値である。さらに、鋼１３〜１
５では、鋼成分は本発明鋼の範囲に入っているが、焼戻
し処理が従来法であるため、いずれもＹＲが高く、強
度、靭性も不十分な値である。
法は発明鋼と同じであるが、鋼成分のＭｎが高過ぎるた
め、強度は良好であるが、ＹＲが高く、靭性が不十分で
ある。同様に、比較鋼１２では、鋼板の製造法は発明鋼
と同じであるが、鋼成分のＭｎが低いため、ＹＲは低い
が強度、靭性が不十分な値である。さらに、鋼１３〜１
５では、鋼成分は本発明鋼の範囲に入っているが、焼戻
し処理が従来法であるため、いずれもＹＲが高く、強
度、靭性も不十分な値である。
【００２６】
【発明の効果】本発明は工業的に可能な高能率の焼戻し
処理により低降伏比の高張力鋼板の製造技術を提供する
ものであり、高張力化と低ＹＲ化を同時に達成できた。
本発明により製造した鋼は低降伏比と高張力を兼ね備え
ており、大型の建築構造物などへの適用が可能である。
処理により低降伏比の高張力鋼板の製造技術を提供する
ものであり、高張力化と低ＹＲ化を同時に達成できた。
本発明により製造した鋼は低降伏比と高張力を兼ね備え
ており、大型の建築構造物などへの適用が可能である。
【図１】引張強さとＹＲ，ｖＴｒｓの関係の図表であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉江 淳彦 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：１％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ ：０．０２０％
以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．０５％以
下、 Ｎ ：０．００８％以下 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を圧延後の
７００〜８５０℃から焼入れするか、圧延後常温まで空
冷し、７００〜８５０℃に加熱してこの温度から焼入れ
した鋼板を、鋼板の表面のスケールを排除したのち、８
００〜１０００℃に加熱した熱処理炉に装入し、０．２
℃／秒以上の昇温速度で加熱して、表面温度がＡ1 点−
２００℃以上、Ａ1 点＋１００℃以下の所定の温度に到
達した後、ただちに炉外へ出し、２℃／秒以上の冷却速
度で冷却を行うことを特徴とする急速焼戻しによる低降
伏比高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｎｂ：０．１％以下、 Ｖ ：０．１％以
下、 Ｔｉ：０．０３％以下、 Ｎｉ ：１％以下、 Ｃｕ：０．８％以下、 Ｃｒ ：１％以下、 Ｍｏ：１％以下、 Ｂ ：０．００３
％以下、 Ｃａ：０．００５％以下、 ＲＥＭ：０．０５％
以下 の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の急速焼戻しによ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 |
|---|---|---|---|
| JP5088992A JPH05255742A (ja) | 1992-03-09 | 1992-03-09 | 急速焼戻しによる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 |
|---|---|---|---|
| JP5088992A JPH05255742A (ja) | 1992-03-09 | 1992-03-09 | 急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255742A true JPH05255742A (ja) | 1993-10-05 |
Family
ID=12871305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5088992A Withdrawn JPH05255742A (ja) | 1992-03-09 | 1992-03-09 | 急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05255742A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109468529A (zh) * | 2018-10-12 | 2019-03-15 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种无镍超高强钢板及其生产方法 |
-
1992
- 1992-03-09 JP JP5088992A patent/JPH05255742A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109468529A (zh) * | 2018-10-12 | 2019-03-15 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种无镍超高强钢板及其生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990518 |