JPS6057490B2 - 低降伏比の高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比の高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS6057490B2 JPS6057490B2 JP2278079A JP2278079A JPS6057490B2 JP S6057490 B2 JPS6057490 B2 JP S6057490B2 JP 2278079 A JP2278079 A JP 2278079A JP 2278079 A JP2278079 A JP 2278079A JP S6057490 B2 JPS6057490 B2 JP S6057490B2
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Description
【発明の詳細な説明】
一以上、板厚方向の硬度の最大値と最小値の差がビッカ
ース硬さで３０以下、板表面硬さがＨｖ＜、２６０とな
る高張力鋼板の製造法に関するものである。
ース硬さで３０以下、板表面硬さがＨｖ＜、２６０とな
る高張力鋼板の製造法に関するものである。
鋼の溶製技術の進歩によつて、鋼板の加工成形性は近年
著しく改良されているが、円筒形構造物、球形構造物、
鏡板などのように曲げ加工、絞り加工、張り出し加工を
施される鋼材ては高強度厚肉化を指向することが極めて
困難であるとされていた。それは厚肉高強度材の製造に
際して、今日広く用いられている焼入焼戻熱処理の効果
を高める目的で、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ等の添加元素を
多く添加すると、１ 降状比の高い鋼材となる、２鋼材
の表面の硬さが高くなる、からである。本発明は高強度
厚肉材のかかる欠陥を抜本的に改善するのみならす、す
ぐれた溶接継手靭性を有する鋼材の製造法に関するもの
である。従来、高強度の低降状比材の製造法としては、
圧延後再加熱し、一定温度に保持するために塩浴処理を
行なう方法が行なわれていた。
著しく改良されているが、円筒形構造物、球形構造物、
鏡板などのように曲げ加工、絞り加工、張り出し加工を
施される鋼材ては高強度厚肉化を指向することが極めて
困難であるとされていた。それは厚肉高強度材の製造に
際して、今日広く用いられている焼入焼戻熱処理の効果
を高める目的で、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ等の添加元素を
多く添加すると、１ 降状比の高い鋼材となる、２鋼材
の表面の硬さが高くなる、からである。本発明は高強度
厚肉材のかかる欠陥を抜本的に改善するのみならす、す
ぐれた溶接継手靭性を有する鋼材の製造法に関するもの
である。従来、高強度の低降状比材の製造法としては、
圧延後再加熱し、一定温度に保持するために塩浴処理を
行なう方法が行なわれていた。
この従来法は再加熱後の冷却に際してはＡｓ点以上のオ
ーステナイト化温度からベーナイト生成臨界温度（ＣＢ
点）とマルテンサイト変態終了温度Ｍｆとの間の所定の
温度まで、上部ベーナイト（Ｂｕ）を生じない冷却速度
で冷却せしめ、該温度に保持し組織−を下部ベーナイト
（Ｂレ）とマルテンサイト（Ｍ）の混合組織とするこ
とにより降状比を調整するものであるから大量生産規模
の設備として採用せんとすると今日の工業技術では巨大
な設備投資を必要とし、経済的に不可能と言わざるを得
ない。しかもかかる方法で調整できる降状比の範囲は７
０％より高い範囲であり、降状比を７０％以下にするこ
とは困難である。
ーステナイト化温度からベーナイト生成臨界温度（ＣＢ
点）とマルテンサイト変態終了温度Ｍｆとの間の所定の
温度まで、上部ベーナイト（Ｂｕ）を生じない冷却速度
で冷却せしめ、該温度に保持し組織−を下部ベーナイト
（Ｂレ）とマルテンサイト（Ｍ）の混合組織とするこ
とにより降状比を調整するものであるから大量生産規模
の設備として採用せんとすると今日の工業技術では巨大
な設備投資を必要とし、経済的に不可能と言わざるを得
ない。しかもかかる方法で調整できる降状比の範囲は７
０％より高い範囲であり、降状比を７０％以下にするこ
とは困難である。
また鋼材の表面硬度と鋼材の内部の硬度とのちがいが大
きく、板厚方向でみた鋼材の均質性が要求される場合、
使用しにくい材料である。本発明法の意図するところは
、微量のＭＯとｖを含む鋼を熱間圧延に際して、ＭＯ，
Ｖの析出物を微細かつ均一に分散析出させるような圧延
法をとつた後、いつたんＡｒｌ以下の温度まで冷却した
後７３０℃から８５０℃の間の温度に再加熱保持するこ
とにより、該鋼材を微細かつ安定なτ相と、それを取り
まく靭性のすぐれたα相とからなる混合組織鋼とするこ
とにより低降状比の表面低硬度溶接性高張力鋼を製造す
ることにある。
きく、板厚方向でみた鋼材の均質性が要求される場合、
使用しにくい材料である。本発明法の意図するところは
、微量のＭＯとｖを含む鋼を熱間圧延に際して、ＭＯ，
Ｖの析出物を微細かつ均一に分散析出させるような圧延
法をとつた後、いつたんＡｒｌ以下の温度まで冷却した
後７３０℃から８５０℃の間の温度に再加熱保持するこ
とにより、該鋼材を微細かつ安定なτ相と、それを取り
まく靭性のすぐれたα相とからなる混合組織鋼とするこ
とにより低降状比の表面低硬度溶接性高張力鋼を製造す
ることにある。
ここでいうτ相が微細かつ安定となるのは、上述のよう
な熱間圧延によつて伸長した均質かつ細粒のτ相中に析
出したＭＯ，Ｖの析出物が圧延後の冷却過程におけるτ
→α変態および再加熱時のα→τ変態のいずれの過程に
おいても変態核とし−て組織の細粒化に有効に作用する
のに加えて、とくに、圧延後７３０℃〜８５（代）の加
熱保持の過程で、微細なτ相に向つて周囲のα相からＭ
ｎ，Ｃ等の合金元素の濃化（拡散）がおこりτ相は極め
て安定な組成となるため、後工程の空冷過程で部分的．
に残留オーステナイトを伴なう組織となる。
な熱間圧延によつて伸長した均質かつ細粒のτ相中に析
出したＭＯ，Ｖの析出物が圧延後の冷却過程におけるτ
→α変態および再加熱時のα→τ変態のいずれの過程に
おいても変態核とし−て組織の細粒化に有効に作用する
のに加えて、とくに、圧延後７３０℃〜８５（代）の加
熱保持の過程で、微細なτ相に向つて周囲のα相からＭ
ｎ，Ｃ等の合金元素の濃化（拡散）がおこりτ相は極め
て安定な組成となるため、後工程の空冷過程で部分的．
に残留オーステナイトを伴なう組織となる。
一方、７３Ｃ）Ｃ〜８５（代）の加熱保持の過程でτ相
をとりまくα相中ではＭｎ，Ｃなどの濃度が低下し、い
わばフェライトの純度があがるため、加熱保持空冷後降
状点が低く引張強度の高い材料特性こが得られる。また
微細な組織であるため高い引張強度にもかかわらず低温
靭性がすぐれている。つぎに本発明法における圧延条件
の限定理由について述べる。すなわち、熱間圧延に際し
て９００℃以下における累積圧下量を最終製品厚みに対
し′て５０％以上とする理由は圧延鋼材を再加熱してオ
ーステナイト化した場合、オーステナイト化前の熱間圧
延に際してオーステナイト未再結晶域で５０％以上の圧
下を加えることにより、再加熱オーステナイト粒を１幡
以上の細粒とするためである。なお本発明法における圧
下率の算出は下記式に従つて行なわれる。但しｔ：最終
製品厚み Ｔｉ：９００ｃ以下の圧延にかかる前の半製品
の板厚Ｒ：圧下率 また熱間圧延終了がＡｒ庶未満のいわゆる二相域圧延を
行うと、再加熱過程でオーステナイ下粒が混粒となり空
冷後の材質が劣化するので本発明法は、Ａｒ３点以上で
圧延を終了することとしている。
をとりまくα相中ではＭｎ，Ｃなどの濃度が低下し、い
わばフェライトの純度があがるため、加熱保持空冷後降
状点が低く引張強度の高い材料特性こが得られる。また
微細な組織であるため高い引張強度にもかかわらず低温
靭性がすぐれている。つぎに本発明法における圧延条件
の限定理由について述べる。すなわち、熱間圧延に際し
て９００℃以下における累積圧下量を最終製品厚みに対
し′て５０％以上とする理由は圧延鋼材を再加熱してオ
ーステナイト化した場合、オーステナイト化前の熱間圧
延に際してオーステナイト未再結晶域で５０％以上の圧
下を加えることにより、再加熱オーステナイト粒を１幡
以上の細粒とするためである。なお本発明法における圧
下率の算出は下記式に従つて行なわれる。但しｔ：最終
製品厚み Ｔｉ：９００ｃ以下の圧延にかかる前の半製品
の板厚Ｒ：圧下率 また熱間圧延終了がＡｒ庶未満のいわゆる二相域圧延を
行うと、再加熱過程でオーステナイ下粒が混粒となり空
冷後の材質が劣化するので本発明法は、Ａｒ３点以上で
圧延を終了することとしている。
つぎに再加熱温度７３０′Ｃ〜８５０Ｃの限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
圧延鋼材を再加熱する場合ＡＣｌ変態点以上の温度では
旧オーステナイト粒界より新たにオーステナイト相が現
われ始め加熱温度が高くなるに従いオーステナイト相の
面積率が比例的に多くなりＡｃ，点以下で完全にオース
テナイト相一相となる。
旧オーステナイト粒界より新たにオーステナイト相が現
われ始め加熱温度が高くなるに従いオーステナイト相の
面積率が比例的に多くなりＡｃ，点以下で完全にオース
テナイト相一相となる。
本発明法の冶金学的メカニズムは再加熱温度を７３０〜
８５ＣｆＣの間に選ぶことにより変態オーステナイト相
を適正な面積率に達するまで変態を進行せしめ、その温
度に保持することによりα相からτ相へＭｎ，Ｃ等の濃
化をはかりτ相を安定化させ、空冷程度の冷却速度で部
分的に残留オーステナイトを伴うマルテンサイトとそれ
を取りまく純化されたフェライトにすることが出来る。
８５ＣｆＣの間に選ぶことにより変態オーステナイト相
を適正な面積率に達するまで変態を進行せしめ、その温
度に保持することによりα相からτ相へＭｎ，Ｃ等の濃
化をはかりτ相を安定化させ、空冷程度の冷却速度で部
分的に残留オーステナイトを伴うマルテンサイトとそれ
を取りまく純化されたフェライトにすることが出来る。
再加熱温度８５０Ｃ超ではオーステナイト相面積率が多
きに過ぎτ相へのＭｎ，Ｃ等の濃化をはかつても？相を
安定化させるに不足で、保持空冷過程で上部ベーナイト
（Ｂｕ）となり目的を達し得ない。又７３０℃未満では
オーステナイト相面積率が不足し期待すべき特性は得ら
れない。かかる理由から再加熱温度を７３０℃〜８５Ｃ
）Ｃの範囲とした。再加熱後冷却速度は再加熱温度，保
持時間が適正であれば空冷程度の冷却速度でマルテンサ
イト（含残留オーステナイト）とフェライトの混合組織
の鋼とすることが出来低降状比、高引張強度とすること
が出来る。再加熱後の冷却が水焼入等の速い冷却速度で
あればマルテンサイト（含オーステナイト）、フエライ
ト、の他に上部ベーナイトを含む組織の鋼となり降状比
が高くなることは避けられない。
きに過ぎτ相へのＭｎ，Ｃ等の濃化をはかつても？相を
安定化させるに不足で、保持空冷過程で上部ベーナイト
（Ｂｕ）となり目的を達し得ない。又７３０℃未満では
オーステナイト相面積率が不足し期待すべき特性は得ら
れない。かかる理由から再加熱温度を７３０℃〜８５Ｃ
）Ｃの範囲とした。再加熱後冷却速度は再加熱温度，保
持時間が適正であれば空冷程度の冷却速度でマルテンサ
イト（含残留オーステナイト）とフェライトの混合組織
の鋼とすることが出来低降状比、高引張強度とすること
が出来る。再加熱後の冷却が水焼入等の速い冷却速度で
あればマルテンサイト（含オーステナイト）、フエライ
ト、の他に上部ベーナイトを含む組織の鋼となり降状比
が高くなることは避けられない。
かかる理由から再加熱後の冷却を空冷とした。つぎに本
発明鋼が含有する合金元素を限定した理由を述べる。
発明鋼が含有する合金元素を限定した理由を述べる。
本発明におけるＭＯ含有量の範囲を０．０５〜０．５％
と限定した理由はＭＯＯ．Ｏ５％未満では本発明に従つ
ても十分な特性が得られず、低降状比、高引張強度の特
性が満足出来ないので下限を０．０５％とした。
と限定した理由はＭＯＯ．Ｏ５％未満では本発明に従つ
ても十分な特性が得られず、低降状比、高引張強度の特
性が満足出来ないので下限を０．０５％とした。
またＭＯ含有量が０．５％超では本発明法に従つても上
部ベーナイトを作り降状比を上げ、低降状比の特性を得
ることが出来ないため上限を０．５％とした。またＶ含
有量の範囲を０．０１〜０．１５％と限定した理由は、
ＶＯ．Ｏｌ％未満ではＭＯ同様、本発明に従つても十分
な特性が得られないので下限を０．０１％とした。
部ベーナイトを作り降状比を上げ、低降状比の特性を得
ることが出来ないため上限を０．５％とした。またＶ含
有量の範囲を０．０１〜０．１５％と限定した理由は、
ＶＯ．Ｏｌ％未満ではＭＯ同様、本発明に従つても十分
な特性が得られないので下限を０．０１％とした。
０．１５％超では本発明に従つても上部ベーナイトを作
り降状比が７０％超となるため上限を０．１５％とした
。
り降状比が７０％超となるため上限を０．１５％とした
。
さらにＣは強度を高める反面、母材の靭性を損ない、溶
接割れ感受性を高くし、溶接継手部の靭性を劣化させる
ので上限を０．１５％とした。
接割れ感受性を高くし、溶接継手部の靭性を劣化させる
ので上限を０．１５％とした。
またＣ量の下限についてはとくに定めなければならない
理由はないが、鋼の溶製上の便宜さから０．０１％を下
限とした。Ａｌ，Ｓｉは脱酸元素として添加されるもの
で、この種の鋼には必然的に含有されるものであるが、
ＳｌＯ．ｌ〜１．０％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１％の範囲
において鋼の清浄性を損わず、しかも脱酸元素として有
効に作用する。
理由はないが、鋼の溶製上の便宜さから０．０１％を下
限とした。Ａｌ，Ｓｉは脱酸元素として添加されるもの
で、この種の鋼には必然的に含有されるものであるが、
ＳｌＯ．ｌ〜１．０％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１％の範囲
において鋼の清浄性を損わず、しかも脱酸元素として有
効に作用する。
したがつてＳｌＯ．ｌ〜１．０％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．
１％とした。ｈは０．６未満では鋼材の強度靭性が低下
し、田ワの軟化が著るしいので下限を０．６％とした。
１％とした。ｈは０．６未満では鋼材の強度靭性が低下
し、田ワの軟化が著るしいので下限を０．６％とした。
また２．０％超では溶接部の硬化が大きく溶接割れが生
じやすいこと、鋼中水素量を多くすること、および圧延
材のいわゆるボンドストラクチヤーの生成を促進するこ
と等の理由で上限を２．０％とした。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ
は強度靭性のバランスからそれぞれＣＵｌ％以下、Ｎｉ
２％以下、Ｃｒｌ％以下とした。
じやすいこと、鋼中水素量を多くすること、および圧延
材のいわゆるボンドストラクチヤーの生成を促進するこ
と等の理由で上限を２．０％とした。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ
は強度靭性のバランスからそれぞれＣＵｌ％以下、Ｎｉ
２％以下、Ｃｒｌ％以下とした。
Ｎｂ，Ｔｉは共に炭窒化物形成元素であり、加熱、圧延
工程において結晶粒の細粒化に対する効果大であるが、
ＮｂＯ．ｌ％超、ＴｉＯ．２％超では粗大炭化物を形成
レ靭性劣化が大きいので上限をＮｂＯ．ｌ％、ＴｉＯ．
２％とした。Ｃｕ，Ｍｇ，ＲＥＭはＭｎＳの形態制御に
対して有効であるが、ＣａＯ．ＯＯ５％超、ＭｇＯ．Ｏ
Ｏ５％超、″ＲＥＭＯ．Ｏ２５％超では鋼板の清浄性を
損うため上限を各各ＣａＯ．ＯＯ５％、ＭｇＯ．ＯＯ５
％、ＲＥＭＯ．Ｏ２５％とした。
工程において結晶粒の細粒化に対する効果大であるが、
ＮｂＯ．ｌ％超、ＴｉＯ．２％超では粗大炭化物を形成
レ靭性劣化が大きいので上限をＮｂＯ．ｌ％、ＴｉＯ．
２％とした。Ｃｕ，Ｍｇ，ＲＥＭはＭｎＳの形態制御に
対して有効であるが、ＣａＯ．ＯＯ５％超、ＭｇＯ．Ｏ
Ｏ５％超、″ＲＥＭＯ．Ｏ２５％超では鋼板の清浄性を
損うため上限を各各ＣａＯ．ＯＯ５％、ＭｇＯ．ＯＯ５
％、ＲＥＭＯ．Ｏ２５％とした。
Ｂは焼入性向上に最も有効な元素であるが、０．００５
％超ではＢの複合物を作り易く靭性を劣化させるため上
限を０．００５％とした。
％超ではＢの複合物を作り易く靭性を劣化させるため上
限を０．００５％とした。
つぎに本発明法の実施例について第一表により説明する
。
。
本発明に従つて製造された鋼陽．１〜７は本発明鋼の特
徴とする１引張強度が５０ｋ９１ｉ以上、２降状比が７
０％以下、３板厚方向の硬度の最大値と最小値の差がビ
ッカース硬さで３０以下、４板表面硬さがビッカース硬
さで２６０以下とする４つの特性をすへて満足する。
徴とする１引張強度が５０ｋ９１ｉ以上、２降状比が７
０％以下、３板厚方向の硬度の最大値と最小値の差がビ
ッカース硬さで３０以下、４板表面硬さがビッカース硬
さで２６０以下とする４つの特性をすへて満足する。
この本発明鋼のうち、鋼ＮＯ．２は基本成分系にＮ１と
Ｃｕを添加したものでＣｅｑが０．３Ｃｍ）．下である
にも拘らず、引張強度が５６．２ｋ９１ｍ１と高くなる
。
Ｃｕを添加したものでＣｅｑが０．３Ｃｍ）．下である
にも拘らず、引張強度が５６．２ｋ９１ｍ１と高くなる
。
鋼ＮＯ．３はＭｎを高目にした基本成分系に鋼ＮＯ．２
と同様ＮｉとＣｕを添加したものでこの鋼も引張強さが
７２．５ｋｇＩＴｄと高くなる。鋼ＮＯ．４，５及び６
は基本成分系にＭｇ，ＲＥＭ，あるいはＣａのいずれか
を添加したもので、上記４つの特性を満足すると同時に
高強度でかつ高い衝撃吸収エネルギーを有する。
と同様ＮｉとＣｕを添加したものでこの鋼も引張強さが
７２．５ｋｇＩＴｄと高くなる。鋼ＮＯ．４，５及び６
は基本成分系にＭｇ，ＲＥＭ，あるいはＣａのいずれか
を添加したもので、上記４つの特性を満足すると同時に
高強度でかつ高い衝撃吸収エネルギーを有する。
鋼ＮＯ．７は基本成分系にＣｒ，Ｂ，ＲＥＭを添加した
もので、上記４つの特性を満足し、しかも引張強度が７
９．５ｋ９１ｉの高強度を得ることが出来る。
もので、上記４つの特性を満足し、しかも引張強度が７
９．５ｋ９１ｉの高強度を得ることが出来る。
比較鋼である鋼ＮＯ．８及び１０はＭＯあるいはＶの添
−加量が高過ぎて降状比７０％以下の特性を満足するこ
とが出来ない。また鋼ＮＯ．９及び１１はＭＯあるいは
Ｖの添加量が低過ぎて引張強度５０ｋ９１ｗｒ１！ｔ以
上の特性を満足することが出来ない。
−加量が高過ぎて降状比７０％以下の特性を満足するこ
とが出来ない。また鋼ＮＯ．９及び１１はＭＯあるいは
Ｖの添加量が低過ぎて引張強度５０ｋ９１ｗｒ１！ｔ以
上の特性を満足することが出来ない。
鋼褐．１２及び１３は圧延ままの製造；法で降状比が８
０％超となり本発明鋼の特性に合致しない。また再加熱
温度を８６（代）と高い領域にして空冷した鋼ＮＯ．ｌ
４，ｌ５ｓ及び再加熱温度を７１０℃と低い領域にして
空冷した鋼陽１６，１７のいずれも本発明による鋼の具
備すべき４つの特性のいずれか１つまたはそれ以上の特
性を満足していない。
０％超となり本発明鋼の特性に合致しない。また再加熱
温度を８６（代）と高い領域にして空冷した鋼ＮＯ．ｌ
４，ｌ５ｓ及び再加熱温度を７１０℃と低い領域にして
空冷した鋼陽１６，１７のいずれも本発明による鋼の具
備すべき４つの特性のいずれか１つまたはそれ以上の特
性を満足していない。
鋼陽．１＆１９は再加熱温度７５０℃と本発明の範囲で
あつても冷却を水焼入したもので降状比８０％超、板厚
方向の硬さ最小値と最大値の差が３０％超となり本発明
鋼となり本発明鋼としての条件を満″足出来ない。
あつても冷却を水焼入したもので降状比８０％超、板厚
方向の硬さ最小値と最大値の差が３０％超となり本発明
鋼となり本発明鋼としての条件を満″足出来ない。
鋼陽．２０，２１は焼入れ、焼戻しを行なつたもので共
に降状比７０％超、板厚方向の硬さ最小値と最大値の差
が５０以上となる。
に降状比７０％超、板厚方向の硬さ最小値と最大値の差
が５０以上となる。
このうち鋼ＮＯ．２ｌは降状比、板厚方向硬さの差に加
え、板表面硬さが２６０超となり、本発明鋼の条件に合
致しない。鋼隊２２，２３は焼準しを行なつたもので共
に降状比が７０％超となる。鋼ＮＯ．２２の場合は引張
強度が５０ｋ９１ｉに達せず本発明鋼の条件を満足しな
い。つぎに第１表の鋼陥．１および２０の鋼板の板厚方
向の硬さ分布を第１図に示す。
え、板表面硬さが２６０超となり、本発明鋼の条件に合
致しない。鋼隊２２，２３は焼準しを行なつたもので共
に降状比が７０％超となる。鋼ＮＯ．２２の場合は引張
強度が５０ｋ９１ｉに達せず本発明鋼の条件を満足しな
い。つぎに第１表の鋼陥．１および２０の鋼板の板厚方
向の硬さ分布を第１図に示す。
本発明の特徴である板厚方向の硬さの均一性、板表面の
硬さが焼入焼戻し法に比し相当に低いことが第１図より
明らかである。第２表には、第１表中の鋼ＮＯ．ｌに示
す成分鋼を比較法を含めた各種の圧延条件で圧延後７３
０℃〜８５０℃の温度で加熱保定後空冷した鋼材の粒度
とシヤルピー試験の５０％延性破面温度を示した。
硬さが焼入焼戻し法に比し相当に低いことが第１図より
明らかである。第２表には、第１表中の鋼ＮＯ．ｌに示
す成分鋼を比較法を含めた各種の圧延条件で圧延後７３
０℃〜８５０℃の温度で加熱保定後空冷した鋼材の粒度
とシヤルピー試験の５０％延性破面温度を示した。
第２表より９０ＣｆＣ以下、Ａｒ３点以上における累積
圧下量が第１義的にはフェライト粒の細粒化を支配して
いることがわかる。図面の簡単な説明第１図は第１表の
鋼褐．１（本発明法）および鋼ＮＯ２Ｏ（比較法）の鋼
板の板厚方向の硬さ分布を示した図である。
圧下量が第１義的にはフェライト粒の細粒化を支配して
いることがわかる。図面の簡単な説明第１図は第１表の
鋼褐．１（本発明法）および鋼ＮＯ２Ｏ（比較法）の鋼
板の板厚方向の硬さ分布を示した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０１〜０．１５％、Ｓｉ０．０５〜１．０％
、Ｍｎ０．６〜２．０％、Ｍｏ０．０５〜０．５％、Ｖ
０．０１〜０．１５％、Ａｌ０．０１〜０．１％、残部
鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼を熱間圧延に際
して９００℃以下における累積圧下率が最終製品厚みに
対して５０％以上になるように圧延し、且つＡｒ＿３点
以上で圧延終了し、Ａ＿１変態点以下に冷却した後、７
３０℃以上８５０℃以下の範囲に再加熱し、空冷するこ
とを特徴とする低降伏比の高張力鋼板の製造方法。 ２ Ｃ０．０１〜０．１５％、Ｓｉ０．０５〜１．０％
、Ｍｎ０．６〜２．０％、Ｍｏ０．０５〜０．５％、Ｖ
０．０１〜０．１５％およびＡｌ０．０１〜０．１％、
さらにＣｕ１％以下、Ｎｉ２％以下、Ｃｒ１％以下、Ｎ
ｂ０．１０％以下、Ｔｉ０．２０％以下、Ｂ０．００５
％以下、Ｃａ０．００５％以下、Ｍｇ０．００５％以下
、ＲＥＭ０．０２５％以下の１種又は２種以上を含有し
、残部鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼を、熱間
圧延に際して９００℃以下における累積圧下率が最終製
品厚みに対して５０％以上になるように圧延し、かつＡ
ｒ＿３点以上で圧延を終了し、Ａ＿１変態点以下に冷却
したのち７３０℃以上８５０℃以下の範囲に再加熱し空
冷することを特徴とする低降伏比の高張力鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2278079A JPS6057490B2 (ja) | 1979-02-28 | 1979-02-28 | 低降伏比の高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2278079A JPS6057490B2 (ja) | 1979-02-28 | 1979-02-28 | 低降伏比の高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55115921A JPS55115921A (en) | 1980-09-06 |
| JPS6057490B2 true JPS6057490B2 (ja) | 1985-12-16 |
Family
ID=12092175
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2278079A Expired JPS6057490B2 (ja) | 1979-02-28 | 1979-02-28 | 低降伏比の高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6057490B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0649596A (ja) * | 1992-07-30 | 1994-02-22 | Nippon Steel Corp | 曲げ加工性に優れた表層低降伏強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2019524987A (ja) * | 2016-07-01 | 2019-09-05 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01156421A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | 降伏比の低い鋼材の製造方法 |
| JPH01156422A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | 降伏比の低い鋼材の製造法 |
| JPH0735542B2 (ja) * | 1989-04-24 | 1995-04-19 | 川崎製鉄株式会社 | 内質および加工性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
| JPH0747774B2 (ja) * | 1990-11-29 | 1995-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
-
1979
- 1979-02-28 JP JP2278079A patent/JPS6057490B2/ja not_active Expired
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|---|---|---|---|---|
| JPH0649596A (ja) * | 1992-07-30 | 1994-02-22 | Nippon Steel Corp | 曲げ加工性に優れた表層低降伏強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2019524987A (ja) * | 2016-07-01 | 2019-09-05 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55115921A (en) | 1980-09-06 |
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