JPH08246047A - 一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法 - Google Patents
一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH08246047A JPH08246047A JP5305595A JP5305595A JPH08246047A JP H08246047 A JPH08246047 A JP H08246047A JP 5305595 A JP5305595 A JP 5305595A JP 5305595 A JP5305595 A JP 5305595A JP H08246047 A JPH08246047 A JP H08246047A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cooling
- temp
- steel
- accelerated cooling
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 一様伸びの優れた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の高張力鋼を、再矯正なしで製造する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｍｏ：０．１０〜１．
００％を含み、さらに必要に応じてＮｂ≦０．０５％、
Ｔｉ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦１．５％、
Ｃｒ≦１．０％、Ｖ≦０．１％、Ｂ≦０．０１％の１種
または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を鋳造後、冷片を再加熱して熱間圧延す
るか、あるいは冷片にすることなく直送で熱間圧延し、
圧延後Ａｒ3 点以上の温度から加速冷却を開始して、６
７０〜６００℃の温度まで冷却することを特徴とする一
様伸びに優れ、かつ再矯正工程の不要な引張強さ６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板の製造法。
2 以上の高張力鋼を、再矯正なしで製造する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｍｏ：０．１０〜１．
００％を含み、さらに必要に応じてＮｂ≦０．０５％、
Ｔｉ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦１．５％、
Ｃｒ≦１．０％、Ｖ≦０．１％、Ｂ≦０．０１％の１種
または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を鋳造後、冷片を再加熱して熱間圧延す
るか、あるいは冷片にすることなく直送で熱間圧延し、
圧延後Ａｒ3 点以上の温度から加速冷却を開始して、６
７０〜６００℃の温度まで冷却することを特徴とする一
様伸びに優れ、かつ再矯正工程の不要な引張強さ６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板の製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、橋梁・建築等に用いら
れる一様伸びの優れた高張力厚鋼板の製造法に関するも
のである。
れる一様伸びの優れた高張力厚鋼板の製造法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板の性質は化学成分や熱処理により
決まる。最近では、低温での圧延を主体とした制御圧延
法および圧延後に引き続いて冷却を行う加速冷却法によ
り、良好な強度・靱性・延性を有する厚鋼板の製造が可
能となってきており、特開昭６１−２０７５１２号公
報、特許第１３９７７９４号等の方法が提案されてい
る。しかし、これらの技術は加速冷却の冷却停止温度が
低く、冷却むらが発生して部分的に変態率が異なり、冷
却停止時の変態膨張量の違いにより、内部応力が発生し
て平坦な板を得ることが困難で、再矯正工程が不可欠で
あった。再矯正工程を不用にするためには、水冷停止時
に板内各部の変態率を均一に保つことが必要であり、技
術的に極めて難しい。また高温で水冷を停止し、全体の
変態率を低く抑え、変態率のばらつきを抑えて変形を抑
制することも、加速冷却による板の変形を抑制する上で
は有効であるが、高温で冷却を停止すると強度の確保が
困難である。
決まる。最近では、低温での圧延を主体とした制御圧延
法および圧延後に引き続いて冷却を行う加速冷却法によ
り、良好な強度・靱性・延性を有する厚鋼板の製造が可
能となってきており、特開昭６１−２０７５１２号公
報、特許第１３９７７９４号等の方法が提案されてい
る。しかし、これらの技術は加速冷却の冷却停止温度が
低く、冷却むらが発生して部分的に変態率が異なり、冷
却停止時の変態膨張量の違いにより、内部応力が発生し
て平坦な板を得ることが困難で、再矯正工程が不可欠で
あった。再矯正工程を不用にするためには、水冷停止時
に板内各部の変態率を均一に保つことが必要であり、技
術的に極めて難しい。また高温で水冷を停止し、全体の
変態率を低く抑え、変態率のばらつきを抑えて変形を抑
制することも、加速冷却による板の変形を抑制する上で
は有効であるが、高温で冷却を停止すると強度の確保が
困難である。
【０００３】また、特に高延性を有する鋼板に関して
は、特開平４−３３３５２６号公報、特開平５−１１２
８４６号公報等での提案があるが、これらは熱延を前提
としているため厚板の工程では再現不可能であり、また
ポリゴナルフェライト主体の組織であるため強度不足に
なることがあった。さらに、特開平６−２５７３７号公
報には、Ｍｏ等を含有し、水冷停止温度４５０℃で引張
強度６０ｋｇｆ／ｍｍ2 超の鋼板を製造する方法が開示
されているが、焼戻し熱処理が必須であり、合金コスト
の削減、焼戻し工程の省略が望まれていた。
は、特開平４−３３３５２６号公報、特開平５−１１２
８４６号公報等での提案があるが、これらは熱延を前提
としているため厚板の工程では再現不可能であり、また
ポリゴナルフェライト主体の組織であるため強度不足に
なることがあった。さらに、特開平６−２５７３７号公
報には、Ｍｏ等を含有し、水冷停止温度４５０℃で引張
強度６０ｋｇｆ／ｍｍ2 超の鋼板を製造する方法が開示
されているが、焼戻し熱処理が必須であり、合金コスト
の削減、焼戻し工程の省略が望まれていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術で
は困難であった加速冷却時の形状劣化の問題を解決し、
かつ空冷材に匹敵する一様伸びを有する高張力厚鋼板を
製造する方法を提供することを目的とする。
は困難であった加速冷却時の形状劣化の問題を解決し、
かつ空冷材に匹敵する一様伸びを有する高張力厚鋼板を
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】本発明は、上記のような
従来法の欠点を排除し得る高張力厚鋼板の製造法であ
り、その要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．０１
〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．
３０〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｍ
ｏ：０．１０〜１．００％を含有し、さらに必要に応じ
てＮｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０
５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０
０５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種
または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を鋳造後、冷片を再加熱して熱間圧延す
るか、あるいは冷片にすることなく直送で熱間圧延し、
圧延後圧延終了温度以下Ａｒ3点以上の温度から加速冷
却を開始して、６７０℃以下６００℃以上の温度まで
２．５℃／ｓｅｃ以上３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で
冷却し、その後室温まで放冷することを特徴とする一様
伸びの優れた高張力鋼板の製造法にある。
従来法の欠点を排除し得る高張力厚鋼板の製造法であ
り、その要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．０１
〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．
３０〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｍ
ｏ：０．１０〜１．００％を含有し、さらに必要に応じ
てＮｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０
５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０
０５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種
または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を鋳造後、冷片を再加熱して熱間圧延す
るか、あるいは冷片にすることなく直送で熱間圧延し、
圧延後圧延終了温度以下Ａｒ3点以上の温度から加速冷
却を開始して、６７０℃以下６００℃以上の温度まで
２．５℃／ｓｅｃ以上３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で
冷却し、その後室温まで放冷することを特徴とする一様
伸びの優れた高張力鋼板の製造法にある。
【０００６】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。本発明は、Ｍ
ｏ添加によりフェライト生成を抑制し、かつ加速冷却に
よりベイナイト主体の組織にして強度を確保する。さら
に、加速冷却停止温度をベイナイト変態開始温度以上と
することにより、変態は全て空冷状態で起こる。これに
より、加速冷却停止時の変態率は一定（０％）で内部応
力は発生せず平坦な板を得ることが可能となり、かつ変
態時の冷却速度が小さいために変態完了時に組織内に留
まる転位密度が小さいため、伸び、特に一様伸びの優れ
た厚鋼板の製造を可能とするものである。
ｏ添加によりフェライト生成を抑制し、かつ加速冷却に
よりベイナイト主体の組織にして強度を確保する。さら
に、加速冷却停止温度をベイナイト変態開始温度以上と
することにより、変態は全て空冷状態で起こる。これに
より、加速冷却停止時の変態率は一定（０％）で内部応
力は発生せず平坦な板を得ることが可能となり、かつ変
態時の冷却速度が小さいために変態完了時に組織内に留
まる転位密度が小さいため、伸び、特に一様伸びの優れ
た厚鋼板の製造を可能とするものである。
【０００７】まず、本発明における鋼の成分の限定理由
について述べる。Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であ
る。０．０１％未満では充分な強度が得られず、０．２
５％を超えると溶接性を劣化させる。このため、Ｃ添加
量の範囲を０．０１〜０．２５％に限定する。Ｓｉは脱
酸元素として、また鋼の強化元素として有効である。現
状の精錬法では０．０１％未満の含有量にすることは困
難であり、かつ０．０１％未満ではＳｉ添加による強化
の効果がない。一方、０．６％を超えると鋼の表面性状
を損なう。このため、Ｓｉ添加量の範囲を０．０１〜
０．６％に限定する。
について述べる。Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であ
る。０．０１％未満では充分な強度が得られず、０．２
５％を超えると溶接性を劣化させる。このため、Ｃ添加
量の範囲を０．０１〜０．２５％に限定する。Ｓｉは脱
酸元素として、また鋼の強化元素として有効である。現
状の精錬法では０．０１％未満の含有量にすることは困
難であり、かつ０．０１％未満ではＳｉ添加による強化
の効果がない。一方、０．６％を超えると鋼の表面性状
を損なう。このため、Ｓｉ添加量の範囲を０．０１〜
０．６％に限定する。
【０００８】Ｍｎは鋼の強化に有効な元素である。０．
３０％未満では充分な効果が得られず、２．０％を超え
ると鋼の加工性を劣化させる。このため、Ｍｎ添加量の
範囲を０．３０〜２．０％に限定する。Ａｌは脱酸元素
として添加される。０．００３％未満の含有量ではその
効果がなく、０．１０％を超えると鋼の表面性状を損な
い、靱性劣化が著しい。このため、Ａｌ添加量の範囲を
０．００３〜０．１０％に限定する。
３０％未満では充分な効果が得られず、２．０％を超え
ると鋼の加工性を劣化させる。このため、Ｍｎ添加量の
範囲を０．３０〜２．０％に限定する。Ａｌは脱酸元素
として添加される。０．００３％未満の含有量ではその
効果がなく、０．１０％を超えると鋼の表面性状を損な
い、靱性劣化が著しい。このため、Ａｌ添加量の範囲を
０．００３〜０．１０％に限定する。
【０００９】Ｍｏは連続冷却変態線図（ＣＣＴ）のフェ
ライト・ノーズを長時間側にシフトさせ、６００〜７２
０℃の温度域において初析フェライトの生成を抑制する
特性を持つ。本発明では、フェライトの生成を抑制して
ベイニティックな組織を生成させ、初析フェライト生成
による強度低下を防止するために添加する。その添加量
が０．１０％未満では、６００℃以上で加速冷却を停止
した場合に初析フェライトが生成して、その効果が充分
ではない。一方、１．００％を超えると溶接性を劣化さ
せる。このため、Ｍｏ添加量の範囲を０．１０〜１．０
０％に限定する。
ライト・ノーズを長時間側にシフトさせ、６００〜７２
０℃の温度域において初析フェライトの生成を抑制する
特性を持つ。本発明では、フェライトの生成を抑制して
ベイニティックな組織を生成させ、初析フェライト生成
による強度低下を防止するために添加する。その添加量
が０．１０％未満では、６００℃以上で加速冷却を停止
した場合に初析フェライトが生成して、その効果が充分
ではない。一方、１．００％を超えると溶接性を劣化さ
せる。このため、Ｍｏ添加量の範囲を０．１０〜１．０
０％に限定する。
【００１０】Ｎｂ、Ｔｉは、何れも微量の添加で結晶粒
の微細化と析出効果の面で有効に機能するから、溶接部
の靱性を劣化させない範囲で添加してもよい。ただし、
Ｎｂ、Ｔｉ双方それぞれ０．００３％未満ではその効果
がなく、また０．０５％を超えると溶接部靱性が劣化す
るので、それぞれの添加範囲を０．００３〜０．０５％
とする。
の微細化と析出効果の面で有効に機能するから、溶接部
の靱性を劣化させない範囲で添加してもよい。ただし、
Ｎｂ、Ｔｉ双方それぞれ０．００３％未満ではその効果
がなく、また０．０５％を超えると溶接部靱性が劣化す
るので、それぞれの添加範囲を０．００３〜０．０５％
とする。
【００１１】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは何れも鋼の焼入れ性を
向上させる元素であり、その添加により鋼の強度を高め
ることができるが、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒそれぞれ０．０５
％未満ではその効果が現れない。一方、過度の添加は鋼
の溶接性を損ね、また島状マルテンサイトの生成を促す
ので、それぞれの上限を、Ｃｕは１．０％、Ｎｉは１．
５％、Ｃｒは１．０％とする。以上の理由により、それ
ぞれの添加範囲を、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％に限定
する。
向上させる元素であり、その添加により鋼の強度を高め
ることができるが、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒそれぞれ０．０５
％未満ではその効果が現れない。一方、過度の添加は鋼
の溶接性を損ね、また島状マルテンサイトの生成を促す
ので、それぞれの上限を、Ｃｕは１．０％、Ｎｉは１．
５％、Ｃｒは１．０％とする。以上の理由により、それ
ぞれの添加範囲を、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％に限定
する。
【００１２】Ｖは析出硬化により鋼の強度を高めるのに
有効であるが、０．００５％未満ではその効果は現れな
い。また、過度の添加は鋼の靱性を損なうため、その上
限を０．１％とする。以上の理由により、Ｖの添加範囲
を０．００５〜０．１％に限定する。Ｂは鋼の焼入れ性
を向上させ、鋼の強度を高めることができるが、０．０
００３％未満ではその効果は現れない。また、過度の添
加は鋼の靱性および溶接性を損なうので、その上限を
０．０１％とする。以上の理由により、Ｂの添加範囲を
０．０００３〜０．０１％に限定する。
有効であるが、０．００５％未満ではその効果は現れな
い。また、過度の添加は鋼の靱性を損なうため、その上
限を０．１％とする。以上の理由により、Ｖの添加範囲
を０．００５〜０．１％に限定する。Ｂは鋼の焼入れ性
を向上させ、鋼の強度を高めることができるが、０．０
００３％未満ではその効果は現れない。また、過度の添
加は鋼の靱性および溶接性を損なうので、その上限を
０．０１％とする。以上の理由により、Ｂの添加範囲を
０．０００３〜０．０１％に限定する。
【００１３】次に本発明におけるプロセス条件について
述べる。本発明においては、鋼片あるいは鋼塊の熱間圧
延過程には特に指定を設けないが、未再結晶温度域での
過度の圧下は変態温度の上昇を招き、強度を低下させる
初析フェライトを生成するので、未再結晶温度域での過
度の圧下は避けるべきである。しかし、適度の場合には
組織微細化によって強度・靱性が向上するので、未再結
晶温度域での圧延は行う方が望ましい。未再結晶温度域
での制御圧延をする場合は、２０〜５０％の圧下率が望
ましい。
述べる。本発明においては、鋼片あるいは鋼塊の熱間圧
延過程には特に指定を設けないが、未再結晶温度域での
過度の圧下は変態温度の上昇を招き、強度を低下させる
初析フェライトを生成するので、未再結晶温度域での過
度の圧下は避けるべきである。しかし、適度の場合には
組織微細化によって強度・靱性が向上するので、未再結
晶温度域での圧延は行う方が望ましい。未再結晶温度域
での制御圧延をする場合は、２０〜５０％の圧下率が望
ましい。
【００１４】圧延終了後の加速冷却は、初析フェライト
の生成を防止するためにＡｒ3 点以上の温度から開始す
る必要がある。また、その冷却速度が２．５℃／ｓｅｃ
未満であると初析フェライトの生成を抑制できないた
め、２．５℃以上の冷却速度が必要である。また、冷却
速度は早ければ早いほどよいが、３０℃／ｓｅｃ超の冷
却速度では６００℃以上の温度で加速冷却を停止するこ
とが困難となる。従って、冷却速度は２．５℃／ｓｅｃ
以上３０℃／ｓｅｃ以下に限定する。
の生成を防止するためにＡｒ3 点以上の温度から開始す
る必要がある。また、その冷却速度が２．５℃／ｓｅｃ
未満であると初析フェライトの生成を抑制できないた
め、２．５℃以上の冷却速度が必要である。また、冷却
速度は早ければ早いほどよいが、３０℃／ｓｅｃ超の冷
却速度では６００℃以上の温度で加速冷却を停止するこ
とが困難となる。従って、冷却速度は２．５℃／ｓｅｃ
以上３０℃／ｓｅｃ以下に限定する。
【００１５】さらに、冷却停止温度は、６７０℃より高
温で加速冷却を停止して以後放冷を行った場合には本発
明の成分系においても初析フェライトが生成して強度保
証が不可能となるため、上限を６７０℃とする。また、
６００℃未満の温度にまで冷却した場合には、強度が過
多となり、一様伸びが低下し、かつ冷却むら起因の耳波
・中波・反り等により形状が悪化して再矯正工程が不可
欠となるため、冷却停止温度の下限を６００℃に限定す
る。
温で加速冷却を停止して以後放冷を行った場合には本発
明の成分系においても初析フェライトが生成して強度保
証が不可能となるため、上限を６７０℃とする。また、
６００℃未満の温度にまで冷却した場合には、強度が過
多となり、一様伸びが低下し、かつ冷却むら起因の耳波
・中波・反り等により形状が悪化して再矯正工程が不可
欠となるため、冷却停止温度の下限を６００℃に限定す
る。
【００１６】本発明で得られる鋼板の組織は、ベイナイ
ト９５〜１００％、残部はフェライト、パーライト、残
留オーステナイトの１種または２種以上からなることが
望ましい。なお、上記の組織はベイナイト、フェライ
ト、パーライトについては光学顕微鏡を用いて測定し、
残留オーステナイトについては透過型電子顕微鏡を用い
て測定した値である。
ト９５〜１００％、残部はフェライト、パーライト、残
留オーステナイトの１種または２種以上からなることが
望ましい。なお、上記の組織はベイナイト、フェライ
ト、パーライトについては光学顕微鏡を用いて測定し、
残留オーステナイトについては透過型電子顕微鏡を用い
て測定した値である。
【００１７】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）に示す成分の鋼
について、本発明法および比較法を適用した場合の、強
度、一様伸びを表３、表４（表３のつづき）に示す。
について、本発明法および比較法を適用した場合の、強
度、一様伸びを表３、表４（表３のつづき）に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【表４】
【００２２】比較鋼Ｎｏ．１、２、１２、２４の鋼種
Ａ、Ｂ、Ｌは、Ｍｏが本発明の範囲を満たさず、強度が
６０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満である。冷却速度が２．５℃／
ｓｅｃ未満のＮｏ．１３、２５、および冷却停止温度が
６７０℃超のＮｏ．１９、２７も強度が不十分である。
冷却停止温度が６００℃未満のＮｏ．１６、１７の場合
には、強度は十分であるが、伸び、特に一様伸びが低
い。また、冷却開始温度がＡｒ3 点より低いＮｏ．２
８、３０については、Ｎｏ．２８では強度が低く、Ｎ
ｏ．３０では全伸び、一様伸びがともに低い。本発明鋼
は明らかに比較鋼より優れた特性を示している。
Ａ、Ｂ、Ｌは、Ｍｏが本発明の範囲を満たさず、強度が
６０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満である。冷却速度が２．５℃／
ｓｅｃ未満のＮｏ．１３、２５、および冷却停止温度が
６７０℃超のＮｏ．１９、２７も強度が不十分である。
冷却停止温度が６００℃未満のＮｏ．１６、１７の場合
には、強度は十分であるが、伸び、特に一様伸びが低
い。また、冷却開始温度がＡｒ3 点より低いＮｏ．２
８、３０については、Ｎｏ．２８では強度が低く、Ｎ
ｏ．３０では全伸び、一様伸びがともに低い。本発明鋼
は明らかに比較鋼より優れた特性を示している。
【００２３】
【発明の効果】本発明により、一様伸びの優れた引張強
さ６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高張力厚鋼板が再矯正なし
で製造可能となった。
さ６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高張力厚鋼板が再矯正なし
で製造可能となった。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．６％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００３〜０．１０％、 Ｍｏ：０．１０〜１．００％を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、冷片を再加熱し
て熱間圧延するか、あるいは冷片にすることなく直送で
熱間圧延し、圧延後圧延終了温度以下Ａｒ3 点以上の温
度から加速冷却を開始して、６７０℃以下６００℃以上
の温度まで２．５℃／ｓｅｃ以上３０℃／ｓｅｃ以下の
冷却速度で冷却し、その後室温まで放冷することを特徴
とする一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．６％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００３〜０．１０％、 Ｍｏ：０．１０〜１．００％を含有し、さらにＮｂ：
０．００３〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．５％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｖ：０．００５〜０．１％、 Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種または２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
鋳造後、冷片を再加熱して熱間圧延するか、あるいは冷
片にすることなく直送で熱間圧延し、圧延後圧延終了温
度以下Ａｒ3 点以上の温度から加速冷却を開始して、６
７０℃以下６００℃以上の温度まで２．５℃／ｓｅｃ以
上３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、その後室温
まで放冷することを特徴とする一様伸びの優れた高張力
鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5305595A JPH08246047A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-13 | 一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5305595A JPH08246047A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-13 | 一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08246047A true JPH08246047A (ja) | 1996-09-24 |
Family
ID=12932178
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5305595A Pending JPH08246047A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-13 | 一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08246047A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012225222A (ja) * | 2011-04-18 | 2012-11-15 | Japan Steel Works Ltd:The | 地熱発電タービンロータ用低合金鋼および地熱発電タービンロータ用低合金材ならびにその製造方法 |
-
1995
- 1995-03-13 JP JP5305595A patent/JPH08246047A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012225222A (ja) * | 2011-04-18 | 2012-11-15 | Japan Steel Works Ltd:The | 地熱発電タービンロータ用低合金鋼および地熱発電タービンロータ用低合金材ならびにその製造方法 |
| US9034121B2 (en) | 2011-04-18 | 2015-05-19 | The Japan Steel Works,Ltd. | Low alloy steel for geothermal power generation turbine rotor, and low alloy material for geothermal power generation turbine rotor and method for manufacturing the same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH10265846A (ja) | 靱性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JP5266804B2 (ja) | 圧延非調質鋼材の製造方法 | |
| JPH09143557A (ja) | 低温靱性に優れた高強度含Ｎｉ厚鋼板の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JPH05195058A (ja) | 高靱性厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3337246B2 (ja) | 板厚方向の機械的特性差の小さい肉厚４０ｍｍ以上の厚肉のＨ形鋼の製造方法 | |
| JP3945373B2 (ja) | 微細粒組織を有する疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3636112B2 (ja) | 焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板 | |
| JPH08246047A (ja) | 一様伸びの優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JPH0774383B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP2905306B2 (ja) | 板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法 | |
| JPS6367524B2 (ja) | ||
| JP2920849B2 (ja) | 低温靱性に優れ、ヤング率の高い高強度構造用鋼板の製造法 | |
| JPH1121625A (ja) | 強度、靱性に優れる厚鋼板の製造方法 | |
| JPH10273721A (ja) | 板厚テーパ鋼板の製造方法 | |
| JP3212346B2 (ja) | 靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH07242940A (ja) | 急速焼戻しによる低降伏比高張力鋼の製造法 | |
| JPH0545652B2 (ja) | ||
| JPH08225834A (ja) | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH06200323A (ja) | 低温靭性に優れた構造用厚鋼板の製造法 | |
| JP3385966B2 (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040608 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040809 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20040809 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20041109 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |