JPH04224623A - 板厚方向の硬度差が小さい板厚６０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
板厚方向の硬度差が小さい板厚６０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH04224623A JPH04224623A JP40578690A JP40578690A JPH04224623A JP H04224623 A JPH04224623 A JP H04224623A JP 40578690 A JP40578690 A JP 40578690A JP 40578690 A JP40578690 A JP 40578690A JP H04224623 A JPH04224623 A JP H04224623A
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- 239000010959 steel Substances 0.000 title abstract 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title abstract 2
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- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract 2
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract 1
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- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高張力鋼板の製造方法
に関し、さらに詳しくは、高層ビル等に使用する板厚方
向の硬度差が小さい５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板
の製造方法に関するものである。
に関し、さらに詳しくは、高層ビル等に使用する板厚方
向の硬度差が小さい５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】現在、高張力鋼板の主要な製造方法であ
るＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃ
ｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ ）は制御圧延と制御冷
却を組み合わせた技術であり、圧延まま材や焼ならし材
に比べて優れた強度、靱性および溶接性を鋼板に付与す
ることが可能である。
るＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃ
ｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ ）は制御圧延と制御冷
却を組み合わせた技術であり、圧延まま材や焼ならし材
に比べて優れた強度、靱性および溶接性を鋼板に付与す
ることが可能である。
【０００３】しかし、建築用の厚肉高張力鋼板をＴＭＣ
Ｐで製造する場合、制御冷却時に板厚方向での焼入れ性
に差が生じ、圧延まま材および焼ならし材に比べて板厚
方向の硬度差が大きくなる傾向がある。
Ｐで製造する場合、制御冷却時に板厚方向での焼入れ性
に差が生じ、圧延まま材および焼ならし材に比べて板厚
方向の硬度差が大きくなる傾向がある。
【０００４】これに対して、制御冷却時の冷却速度を１
５℃／ｓｅｃ以上とし、冷却停止温度の下限を ５００
℃とすることにより強度、靱性に優れ、板厚方向の硬度
差を小さくする製造方法が特開昭６３−１７９０２０
号公報に開示されている。
５℃／ｓｅｃ以上とし、冷却停止温度の下限を ５００
℃とすることにより強度、靱性に優れ、板厚方向の硬度
差を小さくする製造方法が特開昭６３−１７９０２０
号公報に開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、この方法では
、板厚が５０ｍｍを超える厚肉高張力鋼板を製造する場
合、板厚方向の硬度差が大きくなることが予想される。
、板厚が５０ｍｍを超える厚肉高張力鋼板を製造する場
合、板厚方向の硬度差が大きくなることが予想される。
【０００６】本発明は、上記の厚肉高張力鋼板における
板厚方向の硬度差を小さくするためになされたものであ
り、化学成分、加熱温度、圧延終了温度および制御冷却
時の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を限定する
ことによって、板厚方向の硬度差が小さい５０キロ級低
降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法を提供することを目的
とする。
板厚方向の硬度差を小さくするためになされたものであ
り、化学成分、加熱温度、圧延終了温度および制御冷却
時の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を限定する
ことによって、板厚方向の硬度差が小さい５０キロ級低
降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法を提供することを目的
とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、厚肉高張
力鋼板における板厚方向の硬度差を小さくする製造方法
について、種々研究を重ねた結果、化学成分を調整し、
加熱温度、圧延条件、冷却条件等を適切に制御すること
によって、板厚方向の硬度差が小さい５０キロ級低降伏
比厚肉高張力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。
力鋼板における板厚方向の硬度差を小さくする製造方法
について、種々研究を重ねた結果、化学成分を調整し、
加熱温度、圧延条件、冷却条件等を適切に制御すること
によって、板厚方向の硬度差が小さい５０キロ級低降伏
比厚肉高張力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。
【０００８】第１発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０
．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０
．８０〜２．０ ％、Ａｌ：０．０１ 〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０５０ ％を含有し、かつ、下記式で示すＣｅｑ．
が０．４０％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなる鋼片を１１００℃以上の温度に加熱後、 ８
５０〜９００℃の温度範囲で圧延を終了したのち、冷却
開始温度を（圧延終了温度−５０℃）以上として、 ３
〜１２℃／ｓｅｃの冷却速度で ５００〜４００ ℃の
温度範囲まで冷却する板厚方向の硬度差が小さい５０キ
ロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法である。Ｃｅｑ
＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （％）
．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０
．８０〜２．０ ％、Ａｌ：０．０１ 〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０５０ ％を含有し、かつ、下記式で示すＣｅｑ．
が０．４０％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなる鋼片を１１００℃以上の温度に加熱後、 ８
５０〜９００℃の温度範囲で圧延を終了したのち、冷却
開始温度を（圧延終了温度−５０℃）以上として、 ３
〜１２℃／ｓｅｃの冷却速度で ５００〜４００ ℃の
温度範囲まで冷却する板厚方向の硬度差が小さい５０キ
ロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法である。Ｃｅｑ
＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （％）
【０００９】第２発明は、
重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０ ％、 Ｎｉ：０
．０５〜１．０ ％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、 Ｃａ：０
．０００５〜０．００４０％の内から選んだ一種または
二種以上を含有する請求項１記載の板厚方向の硬度差が
小さい５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法で
ある。
重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０ ％、 Ｎｉ：０
．０５〜１．０ ％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、 Ｃａ：０
．０００５〜０．００４０％の内から選んだ一種または
二種以上を含有する請求項１記載の板厚方向の硬度差が
小さい５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法で
ある。
【００１０】
【作用】以下に、本発明における化学成分の限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
【００１１】Ｃ は、強度を高めるのに有効な元素であ
るが、０．０５％未満では強度が不十分となり、一方、
０．２０％を超えると溶接性が劣化する。したがって、
Ｃ添加量は０．０５〜０．２０％の範囲とする。
るが、０．０５％未満では強度が不十分となり、一方、
０．２０％を超えると溶接性が劣化する。したがって、
Ｃ添加量は０．０５〜０．２０％の範囲とする。
【００１２】Ｓｉは、製鋼時の鋼の脱酸と鋼の強化に必
要な元素であり、そのためには、０．０５％以上の添加
が必要である。しかし、０．５０％を超えて過多に添加
すると溶接性が劣化する。したがって、Ｓｉ添加量は０
．０５〜０．５０％の範囲とする。
要な元素であり、そのためには、０．０５％以上の添加
が必要である。しかし、０．５０％を超えて過多に添加
すると溶接性が劣化する。したがって、Ｓｉ添加量は０
．０５〜０．５０％の範囲とする。
【００１３】Ｍｎは、強度確保のために少なくとも０．
８０％の添加が必要であるが、 ２．０％を超えて過多
に添加すると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ添加
量は０．８０〜２．０ ％の範囲とする。
８０％の添加が必要であるが、 ２．０％を超えて過多
に添加すると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ添加
量は０．８０〜２．０ ％の範囲とする。
【００１４】Ａｌは、脱酸と結晶粒の微細化に有効な元
素であり、０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
１０％を超える添加は溶接性を劣化させる。したがって
、Ａｌ添加量は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
素であり、０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
１０％を超える添加は溶接性を劣化させる。したがって
、Ａｌ添加量は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
【００１５】Ｎｂは、本発明の特徴とする元素の一つで
あり、５０キロ級厚肉高張力鋼板の板厚方向の硬度差を
小さくするために添加するものである。この元素は固溶
状態で鋼の焼入れ性を高め、ベイナイト変態の促進によ
り硬さの向上に有効に作用するものであるが、 ０．０
０５％未満ではこの効果が少なく、一方、 ０．０５０
％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｎｂ添加
量は ０．００５〜０．０５０ ％の範囲とする。
あり、５０キロ級厚肉高張力鋼板の板厚方向の硬度差を
小さくするために添加するものである。この元素は固溶
状態で鋼の焼入れ性を高め、ベイナイト変態の促進によ
り硬さの向上に有効に作用するものであるが、 ０．０
０５％未満ではこの効果が少なく、一方、 ０．０５０
％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｎｂ添加
量は ０．００５〜０．０５０ ％の範囲とする。
【００１６】Ｔｉは、大入熱溶接熱影響部のオーステナ
イト粒の微細化およびフェライトの生成促進により、溶
接熱影響部の靱性向上に有効な元素であるが、 ０．０
０５％未満ではこの効果は少なく、一方、 ０．０５０
％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｔｉ添加
量は ０．００５〜０．０５０ ％の範囲とする。
イト粒の微細化およびフェライトの生成促進により、溶
接熱影響部の靱性向上に有効な元素であるが、 ０．０
０５％未満ではこの効果は少なく、一方、 ０．０５０
％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｔｉ添加
量は ０．００５〜０．０５０ ％の範囲とする。
【００１７】本発明では、上記化学成分以外にＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ 、Ｂ 、Ｃａの内から選んだ一種
または二種以上を添加することができる。
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ 、Ｂ 、Ｃａの内から選んだ一種
または二種以上を添加することができる。
【００１８】Ｃｕは、溶接熱影響部を硬化させず、また
、溶接熱影響部の靱性を劣化させることなく母材の強度
、靱性を向上させるのに有効な元素であるが、０．０５
％未満ではこの効果が少なく、一方、 １．０％を超え
ると熱間圧延中に割れが生じやすくなる。したがって、
Ｃｕ添加量は０．０５〜１．０ ％の範囲とする。
、溶接熱影響部の靱性を劣化させることなく母材の強度
、靱性を向上させるのに有効な元素であるが、０．０５
％未満ではこの効果が少なく、一方、 １．０％を超え
ると熱間圧延中に割れが生じやすくなる。したがって、
Ｃｕ添加量は０．０５〜１．０ ％の範囲とする。
【００１９】Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様の効果を有する元
素であるが、０．０５％未満ではこの効果が少なく、一
方、過多に添加すると高価な元素であるため、製造コス
トの上昇を招く。したがって、Ｎｉ添加量は０．０５〜
１．０ ％の範囲とする。
素であるが、０．０５％未満ではこの効果が少なく、一
方、過多に添加すると高価な元素であるため、製造コス
トの上昇を招く。したがって、Ｎｉ添加量は０．０５〜
１．０ ％の範囲とする。
【００２０】Ｃｒは、焼入れ性を向上させ強度を高める
のに有効な元素であり、この効果を得るためには０．０
５％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超えて多
量に添加すると溶接性を劣化させる。したがって、Ｃｒ
添加量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。
のに有効な元素であり、この効果を得るためには０．０
５％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超えて多
量に添加すると溶接性を劣化させる。したがって、Ｃｒ
添加量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。
【００２１】Ｍｏは、Ｃｒと同様の効果を有する元素で
あり、この効果を得るためには０．０５％以上の添加が
必要であるが、０．５０％を超えて多量に添加すると溶
接性を劣化させるとともに製造コストの上昇を招く。し
たがって、Ｍｏ添加量は０．０５〜０．５０％の範囲と
する。
あり、この効果を得るためには０．０５％以上の添加が
必要であるが、０．５０％を超えて多量に添加すると溶
接性を劣化させるとともに製造コストの上昇を招く。し
たがって、Ｍｏ添加量は０．０５〜０．５０％の範囲と
する。
【００２２】Ｖは、強度を高めるのに有効な元素である
が、０．０１％未満ではこの効果が少なく、一方、０．
１０％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｖ
添加量は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
が、０．０１％未満ではこの効果が少なく、一方、０．
１０％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｖ
添加量は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
【００２３】Ｂは、微量の添加により焼入れ性を向上さ
せ、強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０００
３％未満ではこの効果が少なく、一方、０．００３０％
を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｂ 添加量
は０．０００３〜０．００３０％の範囲とする。
せ、強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０００
３％未満ではこの効果が少なく、一方、０．００３０％
を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｂ 添加量
は０．０００３〜０．００３０％の範囲とする。
【００２４】Ｃａは、介在物の形態制御による異方性の
改善および耐ラメラティア特性の向上に有効な元素であ
るが、０．０００５％未満ではこの効果が少なく、一方
、０．００４０％を超えると鋼中の非金属介在物量を増
大させ内部欠陥の原因となる。したがって、Ｃａ添加量
は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。
改善および耐ラメラティア特性の向上に有効な元素であ
るが、０．０００５％未満ではこの効果が少なく、一方
、０．００４０％を超えると鋼中の非金属介在物量を増
大させ内部欠陥の原因となる。したがって、Ｃａ添加量
は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。
【００２５】以上の化学成分の範囲限定に加えて、溶接
性向上のためにＣｅｑを０．４０％以下に限定する。
性向上のためにＣｅｑを０．４０％以下に限定する。
【００２６】つぎに、本発明の製造条件の限定理由につ
いて説明する。鋼片の加熱温度は、オーステナイト結晶
粒の粗大化を防止するためには、低温の方が望ましい。 しかし、強度確保に必要なＮｂを０．００５ ％以上固
溶させるためには、ある程度の加熱温度を確保しなけれ
ばならない。したがって、本発明では、鋼片の加熱温度
は、１１００℃以上に限定する。
いて説明する。鋼片の加熱温度は、オーステナイト結晶
粒の粗大化を防止するためには、低温の方が望ましい。 しかし、強度確保に必要なＮｂを０．００５ ％以上固
溶させるためには、ある程度の加熱温度を確保しなけれ
ばならない。したがって、本発明では、鋼片の加熱温度
は、１１００℃以上に限定する。
【００２７】また、圧延終了温度は、耐震性の面から、
特に、高層建築用鋼材の重要な要求品質である降伏比［
（降伏点／引張強さ）×１００ ％］の上昇を招かない
ために、８５０℃以上とし、靱性確保の点から ９００
℃以下とする。この理由は、 ８５０℃未満ではフェラ
イト粒の微細化により降伏点の上昇が引張強さの上昇を
上回るためであり、 ９００℃以上ではフェライト粒の
微細化ガ十分でないためである。
特に、高層建築用鋼材の重要な要求品質である降伏比［
（降伏点／引張強さ）×１００ ％］の上昇を招かない
ために、８５０℃以上とし、靱性確保の点から ９００
℃以下とする。この理由は、 ８５０℃未満ではフェラ
イト粒の微細化により降伏点の上昇が引張強さの上昇を
上回るためであり、 ９００℃以上ではフェライト粒の
微細化ガ十分でないためである。
【００２８】さらに、圧延終了後の冷却開始温度を（圧
延終了温度−５０℃）以上とした理由は、これ未満の温
度では冷却効果が得られず強度の確保が困難となるため
である。また、冷却速度の下限を ３℃／ｓｅｃとした
理由は、Ｃｅｑ を０．４０％以下に限定する中で、板
厚が５０ｍｍ以上の厚肉鋼板の板厚方向の組織をフェラ
イトとベイナイトの混合した組織に一様に分布させて、
板厚中心部の強度上昇を図るためである。一方、冷却速
度の上限を１２℃／ｓｅｃとした理由は、冷却速度を高
めると、板厚が５０ｍｍ以上の厚肉鋼板では表面部が過
冷され、板厚中心部と表面部との硬度差が大きくなり、
本発明の目的である板厚方向の硬度さを小さくすること
が困難となるからである。
延終了温度−５０℃）以上とした理由は、これ未満の温
度では冷却効果が得られず強度の確保が困難となるため
である。また、冷却速度の下限を ３℃／ｓｅｃとした
理由は、Ｃｅｑ を０．４０％以下に限定する中で、板
厚が５０ｍｍ以上の厚肉鋼板の板厚方向の組織をフェラ
イトとベイナイトの混合した組織に一様に分布させて、
板厚中心部の強度上昇を図るためである。一方、冷却速
度の上限を１２℃／ｓｅｃとした理由は、冷却速度を高
めると、板厚が５０ｍｍ以上の厚肉鋼板では表面部が過
冷され、板厚中心部と表面部との硬度差が大きくなり、
本発明の目的である板厚方向の硬度さを小さくすること
が困難となるからである。
【００２９】つぎに、冷却停止温度の上限を ５００℃
に限定した理由は、板厚が５０ｍｍ以上の厚肉鋼板では
、板厚内部の冷却速度が遅くなり、 ５００℃を超える
と板厚中心部では、フェライトが主体の組織となり、板
厚方向の硬度差が大きくなるためであり、一方、下限を
４００℃に限定した理由は、 ４００℃未満では鋼板
に水素性欠陥が発生しやすくなること、および鋼板内に
大きな残留応力が発生して形状不良を招くためである。
に限定した理由は、板厚が５０ｍｍ以上の厚肉鋼板では
、板厚内部の冷却速度が遅くなり、 ５００℃を超える
と板厚中心部では、フェライトが主体の組織となり、板
厚方向の硬度差が大きくなるためであり、一方、下限を
４００℃に限定した理由は、 ４００℃未満では鋼板
に水素性欠陥が発生しやすくなること、および鋼板内に
大きな残留応力が発生して形状不良を招くためである。
【００３０】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。供試鋼板は表１および表２に示す化学成分を含有す
る鋼片を、表３に示す製造条件にしたがって、板厚５０
〜１００ｍｍ に仕上げたものである。これらの鋼板か
ら試験片を採取し引張試験、衝撃試験、板厚方向の硬度
測定、溶接最高硬さ試験および溶接継手衝撃試験を行っ
た。その結果を表４に示す。なお、溶接継手衝撃試験の
溶接条件は、ボックス柱の角継手を想定したサブマージ
アーク溶接で、入熱は４００ｋＪ／ｃｍである。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。供試鋼板は表１および表２に示す化学成分を含有す
る鋼片を、表３に示す製造条件にしたがって、板厚５０
〜１００ｍｍ に仕上げたものである。これらの鋼板か
ら試験片を採取し引張試験、衝撃試験、板厚方向の硬度
測定、溶接最高硬さ試験および溶接継手衝撃試験を行っ
た。その結果を表４に示す。なお、溶接継手衝撃試験の
溶接条件は、ボックス柱の角継手を想定したサブマージ
アーク溶接で、入熱は４００ｋＪ／ｃｍである。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】表１および表２に化学成分を、表３に製造
条件を、表４に試験結果を示す。表１および表２におい
て、鋼Ａ〜Ｅは本発明の化学成分範囲の鋼であり、鋼Ｆ
〜Ｈは比較法で、鋼ＦはＮｂ、Ｔｉが添加されていなく
、Ｃｅｑ も高く、鋼ＧはＮｂが、鋼ＨはＴｉが添加さ
れていない。 また、表３において、鋼Ａ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２、Ｃ１
、Ｃ２、Ｄ１、Ｄ２、Ｅ１、Ｅ２は、表１および表２の
鋼Ａ〜Ｅに対して各々製造条件が異なることを意味する
。
条件を、表４に試験結果を示す。表１および表２におい
て、鋼Ａ〜Ｅは本発明の化学成分範囲の鋼であり、鋼Ｆ
〜Ｈは比較法で、鋼ＦはＮｂ、Ｔｉが添加されていなく
、Ｃｅｑ も高く、鋼ＧはＮｂが、鋼ＨはＴｉが添加さ
れていない。 また、表３において、鋼Ａ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２、Ｃ１
、Ｃ２、Ｄ１、Ｄ２、Ｅ１、Ｅ２は、表１および表２の
鋼Ａ〜Ｅに対して各々製造条件が異なることを意味する
。
【００３６】表４から明らかなように、本発明法による
鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、は、いずれも、引張
強さ５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上であり、降伏比は７０〜
７４％と安定して低く、ｖＴｒｓは低温側にあり靱性も
良好であり、板厚方向の硬度差もＨＶ１２〜２７と安定
して低く、優れた機械的性質を有している。また、溶接
最高硬さは低く、溶接継手靱性も良好である。
鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、は、いずれも、引張
強さ５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上であり、降伏比は７０〜
７４％と安定して低く、ｖＴｒｓは低温側にあり靱性も
良好であり、板厚方向の硬度差もＨＶ１２〜２７と安定
して低く、優れた機械的性質を有している。また、溶接
最高硬さは低く、溶接継手靱性も良好である。
【００３７】一方、比較法による鋼Ａ２は、冷却停止温
度が高いため板厚方向の硬度差が大きくなっている。比
較法による鋼Ｂ２は、冷却速度が大きいため、Ａ２と同
様に板厚方向の硬度差が大きくなっている。比較法によ
る鋼Ｃ２は、圧延終了温度が低いため降伏比が高くなっ
ている。比較法による鋼Ｄ２は、圧延終了温度が高いた
め靱性が低くなっている。比較法による鋼Ｅ２は、冷却
開始温度が ８００℃と低いため引張強さが５０ｋｇｆ
／ｍｍ２ 未満と強度不足が生じている。比較法による
鋼Ｆは、圧延終了後の冷却が空冷のため板厚方向の硬度
差は小さくなっているが、Ｃｅｑ が高いため溶接最高
硬さが高く、大入熱サブマージアーク溶接継手部の靱性
が低くなっている。 比較法による鋼Ｇは、Ｎｂが添加されていないため引張
強さが低く、板厚方向の硬度差も大きくなっている。比
較法による鋼Ｈは、Ｔｉが添加されていないため大入熱
サブマージアーク溶接継手部の靱性が低くなっている
度が高いため板厚方向の硬度差が大きくなっている。比
較法による鋼Ｂ２は、冷却速度が大きいため、Ａ２と同
様に板厚方向の硬度差が大きくなっている。比較法によ
る鋼Ｃ２は、圧延終了温度が低いため降伏比が高くなっ
ている。比較法による鋼Ｄ２は、圧延終了温度が高いた
め靱性が低くなっている。比較法による鋼Ｅ２は、冷却
開始温度が ８００℃と低いため引張強さが５０ｋｇｆ
／ｍｍ２ 未満と強度不足が生じている。比較法による
鋼Ｆは、圧延終了後の冷却が空冷のため板厚方向の硬度
差は小さくなっているが、Ｃｅｑ が高いため溶接最高
硬さが高く、大入熱サブマージアーク溶接継手部の靱性
が低くなっている。 比較法による鋼Ｇは、Ｎｂが添加されていないため引張
強さが低く、板厚方向の硬度差も大きくなっている。比
較法による鋼Ｈは、Ｔｉが添加されていないため大入熱
サブマージアーク溶接継手部の靱性が低くなっている
【
００３８】
００３８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明は、化学成
分、加熱温度、圧延終了温度および制御冷却時の冷却開
始温度、冷却速度、冷却停止温度を限定することによっ
て、板厚方向の硬度差が小さい厚肉高張力鋼板を製造す
るもので、本発明によれば板厚方向の硬度差が小さい５
０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造が可能である。
分、加熱温度、圧延終了温度および制御冷却時の冷却開
始温度、冷却速度、冷却停止温度を限定することによっ
て、板厚方向の硬度差が小さい厚肉高張力鋼板を製造す
るもので、本発明によれば板厚方向の硬度差が小さい５
０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造が可能である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比％で、Ｃ：０．０５〜０．２０
％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８０
〜２．０ ％、Ａｌ：０．０１ 〜０．１０％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５０ ％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０ ％を含有し、かつ、下記式で示すＣｅｑ が０
．４０％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
らなる鋼片を１１００℃以上の温度に加熱後、 ８５０
〜９００ ℃の温度範囲で圧延を終了したのち、冷却開
始温度を（圧延終了温度−５０℃）以上として、 ３〜
１２℃／ｓｅｃの冷却速度で ５００〜４００ ℃の温
度範囲まで冷却することを特徴とする板厚方向の硬度差
が小さい５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法
。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃ
ｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （％） - 【請求項２】
重量比％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０ ％、 Ｎｉ：
０．０５〜１．０ ％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
、 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、 Ｃａ：
０．０００５〜０．００４０％の内から選んだ一種また
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
板厚方向の硬度差が小さい５０キロ級低降伏比厚肉高張
力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2405786A JPH07116504B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | 板厚方向の硬度差が小さい板厚５０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2405786A JPH07116504B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | 板厚方向の硬度差が小さい板厚５０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04224623A true JPH04224623A (ja) | 1992-08-13 |
| JPH07116504B2 JPH07116504B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=18515394
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2405786A Expired - Lifetime JPH07116504B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | 板厚方向の硬度差が小さい板厚５０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07116504B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5766381A (en) * | 1994-09-20 | 1998-06-16 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing bainitic steel materials having a less scattering of properties |
| JP2012229470A (ja) * | 2011-04-26 | 2012-11-22 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62256915A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高張力鋼板の製造方法 |
| JPS63179020A (ja) * | 1987-01-20 | 1988-07-23 | Nippon Steel Corp | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
| JPS63199821A (ja) * | 1987-02-12 | 1988-08-18 | Kobe Steel Ltd | 加速冷却型高張力鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-12-25 JP JP2405786A patent/JPH07116504B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US5900076A (en) * | 1994-09-20 | 1999-05-04 | Kawasaki Steel Corporation | Bainitic steel materials having a less scattering of properties and method of producing the same |
| JP2012229470A (ja) * | 2011-04-26 | 2012-11-22 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07116504B2 (ja) | 1995-12-13 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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