JPS6067618A - 厚肉熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
厚肉熱延高張力鋼板の製造法Info
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- JPS6067618A JPS6067618A JP17216083A JP17216083A JPS6067618A JP S6067618 A JPS6067618 A JP S6067618A JP 17216083 A JP17216083 A JP 17216083A JP 17216083 A JP17216083 A JP 17216083A JP S6067618 A JPS6067618 A JP S6067618A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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
【発明の詳細な説明】
本発明は、耐サワー用高靭性厚内熱延高張力鋼扱の製造
法に関するもので、特に石油や天然ガスなとの輸送管な
いし貯蔵タンク等の製造に適した約６１１１１厚以上の
熱延高張力鋼板の製造法に関するものである。
法に関するもので、特に石油や天然ガスなとの輸送管な
いし貯蔵タンク等の製造に適した約６１１１１厚以上の
熱延高張力鋼板の製造法に関するものである。
近年になり、石油や天然ガスの生産拡大に伴ってその産
出状況もますます過酷になり、サワー条件下、すなわち
、硫化水素と水との高圧下で、石油や天然ガスの生産、
貯蔵さらには輸送が行われるように成ってきた。しかし
ながら、そのような過酷なサワー条件下では使用する鋼
材料の表面が激しく腐食され、鋼中に侵入した水素など
がＭｎＳ等の硫化物系非金属介在物の周辺に凝集して水
素誘起割れを生じる。
出状況もますます過酷になり、サワー条件下、すなわち
、硫化水素と水との高圧下で、石油や天然ガスの生産、
貯蔵さらには輸送が行われるように成ってきた。しかし
ながら、そのような過酷なサワー条件下では使用する鋼
材料の表面が激しく腐食され、鋼中に侵入した水素など
がＭｎＳ等の硫化物系非金属介在物の周辺に凝集して水
素誘起割れを生じる。
したがって、そのようなサワー条件下でも水素誘起割れ
に対する抵抗性、つまり、耐サワー性に優れた鋼材の開
発が望まれている。
に対する抵抗性、つまり、耐サワー性に優れた鋼材の開
発が望まれている。
かかる用途に適する熱延高張力鋼板の製造法としては、
すでに特開昭５８−１０１５号に開示されているものが
あるが、その特徴とするところは、０．０１％Ｃ以下の
極低炭素鋼に対して熱間圧延後、５８０〜７００℃の高
温で巻取ることにある。かかる方法によれば確かに前述
のような過酷なサワー条件下での水素誘起割れにり・１
する抵抗性、すなわら耐サワー性の優れた高靭性厚肉熱
延同張力鋼板が得られる。
すでに特開昭５８−１０１５号に開示されているものが
あるが、その特徴とするところは、０．０１％Ｃ以下の
極低炭素鋼に対して熱間圧延後、５８０〜７００℃の高
温で巻取ることにある。かかる方法によれば確かに前述
のような過酷なサワー条件下での水素誘起割れにり・１
する抵抗性、すなわら耐サワー性の優れた高靭性厚肉熱
延同張力鋼板が得られる。
しかしながら、上述の方法では０．０１％Ｃ以下の極低
炭素領域にまで脱炭することを必要とするなどから、得
られた熱延高張力鋼板は高価となり、一般用途には経済
的にも利用できないなどの問題がみられた。また、高温
巻取を行うことからも、結晶粒のＩ１１大化は免れられ
ず、必ずしも満足のゆく機械的性質は得られていない。
炭素領域にまで脱炭することを必要とするなどから、得
られた熱延高張力鋼板は高価となり、一般用途には経済
的にも利用できないなどの問題がみられた。また、高温
巻取を行うことからも、結晶粒のＩ１１大化は免れられ
ず、必ずしも満足のゆく機械的性質は得られていない。
本発明者らはこれらの従来技術の状況に鑑め、経済的な
低炭素鋼（０，０１〜０．０５％Ｃ）を用いても、−１
−記極低炭素鋼の場合と同等以上の耐サワー性および高
張力靭性を具備する厚肉熱延鋼板が得られるか否かにつ
いて鋭意検討した結果、低炭素（０，０１〜０．０５％
）−低Ｐ−低５−Ｃａ処理系鋼を用いて、制御圧延、制
御冷却、そして極低温巻取を行うことによってそのよう
な目的が達成されることを見い出して、本発明を完成し
た。
低炭素鋼（０，０１〜０．０５％Ｃ）を用いても、−１
−記極低炭素鋼の場合と同等以上の耐サワー性および高
張力靭性を具備する厚肉熱延鋼板が得られるか否かにつ
いて鋭意検討した結果、低炭素（０，０１〜０．０５％
）−低Ｐ−低５−Ｃａ処理系鋼を用いて、制御圧延、制
御冷却、そして極低温巻取を行うことによってそのよう
な目的が達成されることを見い出して、本発明を完成し
た。
すなわち、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ： ０．０１〜０．０５％、 Ｓｔ ： ０．８％以
下、Ｍｎ’ ： ０．５〜２．０％、 Ｐ ：ｏ、ｏｉ
ｓ％以下、Ｓ ： ０．００３％以下、 ｓｏｌ、ＡＣ
！ ： ０．０１〜０．０８％、Ｃａ ： ０．０００
５−０．００４０％、残部Ｆｅおよび不純物 よりなる組成を有する鋼を１１００℃以下の加工率７０
％以上で熱間圧延し、Ａｒ３＋５０℃ないしＡｒ３−３
０℃の温度で熱間圧延を終了し、次いで５℃／秒以」二
の冷却速度で６５０〜５８０℃の温度域まで急冷し、こ
の状態で１〜２０秒間空冷または保持した後、再び３０
℃／秒以上の冷却速度で５５０〜２００℃の温度域まで
急冷してから巻取ることを特徴とする耐サワー用厚肉熱
延荊張力鋼板の製造法である。
下、Ｍｎ’ ： ０．５〜２．０％、 Ｐ ：ｏ、ｏｉ
ｓ％以下、Ｓ ： ０．００３％以下、 ｓｏｌ、ＡＣ
！ ： ０．０１〜０．０８％、Ｃａ ： ０．０００
５−０．００４０％、残部Ｆｅおよび不純物 よりなる組成を有する鋼を１１００℃以下の加工率７０
％以上で熱間圧延し、Ａｒ３＋５０℃ないしＡｒ３−３
０℃の温度で熱間圧延を終了し、次いで５℃／秒以」二
の冷却速度で６５０〜５８０℃の温度域まで急冷し、こ
の状態で１〜２０秒間空冷または保持した後、再び３０
℃／秒以上の冷却速度で５５０〜２００℃の温度域まで
急冷してから巻取ることを特徴とする耐サワー用厚肉熱
延荊張力鋼板の製造法である。
なお、前記１１１１組成としては、さらに強度向上、強
靭性の面保さらには焼入性向上を目的として下記の群（
ｉ ）〜（ｉｉｉ ）の内のいずれかの添加物を少なく
とも１種添加してもよい。
靭性の面保さらには焼入性向上を目的として下記の群（
ｉ ）〜（ｉｉｉ ）の内のいずれかの添加物を少なく
とも１種添加してもよい。
（ｉ）Ｎｂ：０．１０％以下、 Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ ： ０．１０％以下、 （ｉｉ ） Ｍｏ ： ０．５０％以下、 Ｃｕ ：
０．５０％以下、Ｎｉ ： ０．５０％以下、 Ｃｒ
： ０．５０％以下、および（ｉｉｉ ） Ｂ ： ０
．００３０％以下、ここに、本発明において鋼組成およ
び熱間圧延条。
Ｔｉ ： ０．１０％以下、 （ｉｉ ） Ｍｏ ： ０．５０％以下、 Ｃｕ ：
０．５０％以下、Ｎｉ ： ０．５０％以下、 Ｃｒ
： ０．５０％以下、および（ｉｉｉ ） Ｂ ： ０
．００３０％以下、ここに、本発明において鋼組成およ
び熱間圧延条。
件を」１述のように限定する理由は次の通り。本文にお
いて特にことわりがない限り、「％」は「重量％」であ
る。
いて特にことわりがない限り、「％」は「重量％」であ
る。
Ｃ；
Ｃは、鋼中に添加されて炭化物あるいは炭窒化物をηニ
し、潮の強化に対して極めて有効な元素であるが、一方
、連続鋳造による場合、過度に添加すると、鋼の凝固時
にＣＣスラブの中心偏析を助長しそのため鋼材の板厚中
心に長手方向に伸びた帯状組織を形成して、耐サワー性
能の著しい劣化を生しる。したがって、本発明にあって
は高強度を確保するために０．０１％以上のＣを含有さ
せるとともに、他方、酬（１゛ワー性の劣化を阻止する
ため、０．０５％以下に制御する。
し、潮の強化に対して極めて有効な元素であるが、一方
、連続鋳造による場合、過度に添加すると、鋼の凝固時
にＣＣスラブの中心偏析を助長しそのため鋼材の板厚中
心に長手方向に伸びた帯状組織を形成して、耐サワー性
能の著しい劣化を生しる。したがって、本発明にあって
は高強度を確保するために０．０１％以上のＣを含有さ
せるとともに、他方、酬（１゛ワー性の劣化を阻止する
ため、０．０５％以下に制御する。
Ｓｉ：
Ｓｉは脱酸と固溶硬化作用を有する好ましい元素である
が、過度に含有されると溶接性を害することから、その
添加量の上限を０．８％とする。
が、過度に含有されると溶接性を害することから、その
添加量の上限を０．８％とする。
Ｍｎ：
Ｍｎは固溶硬化、細粒硬化、さらには変態硬化を生じさ
せることから、強靭性を確保する上で好ましい元素であ
る。したがって、本発明にあって強靭性を確保するため
０．５％以上のＭｎを含有さ−１るが、他力、２．０％
を越えて含むと溶接性がそこなわれることからその上限
は２．０％以下とする。
せることから、強靭性を確保する上で好ましい元素であ
る。したがって、本発明にあって強靭性を確保するため
０．５％以上のＭｎを含有さ−１るが、他力、２．０％
を越えて含むと溶接性がそこなわれることからその上限
は２．０％以下とする。
Ｐ ：
連続鋳造法を採用した場合、ＣＣスラブの中心偏析を生
じる主要な元素であり、所期の耐サワー性を得るために
は可能な限り少ない方が良い。したが、。
じる主要な元素であり、所期の耐サワー性を得るために
は可能な限り少ない方が良い。したが、。
て、Ｐは好ましくは０．０１０％以下であるが、経済性
の観点より、許容上限を０．０１５％とする。
の観点より、許容上限を０．０１５％とする。
Ｓ ：
Ｓは鋼中でＭ ｎ Ｓとなり、圧延方向に伸延した介在
物を生じて開ザワー性および衝撃時の吸収エネルギー特
性を劣化させる。したがって、Ｓも少ないほど良い。好
ましくは、０．００１％以下であるが、経済性の観点よ
りＳの許容上限を０．００３％とする。
物を生じて開ザワー性および衝撃時の吸収エネルギー特
性を劣化させる。したがって、Ｓも少ないほど良い。好
ましくは、０．００１％以下であるが、経済性の観点よ
りＳの許容上限を０．００３％とする。
ｓｏｌ、ＡＱ：
これは脱酸上必要な元素である。脱酸効果を得るために
は、少なくとも０．０１％の添加を必要とするが、０．
０８％を越えるとその効果が飽和するため、本発明では
０．０１〜０．０８％に制限する。
は、少なくとも０．０１％の添加を必要とするが、０．
０８％を越えるとその効果が飽和するため、本発明では
０．０１〜０．０８％に制限する。
Ｃａ：
Ｃａ添加はＭｎＳのＡ系介在物ならびにＡ（２２０３の
Ｂ系介在物をそれぞれＣ系介在物とする作用を有する。
Ｂ系介在物をそれぞれＣ系介在物とする作用を有する。
このように、Ｃａは耐サワー性および吸収エネルギー特
性を改善する好ましい元素であるが、しかし多量の添加
は１１１１の１Ｉｌｉ順度を低下さ−Ｕ、上記各特性を
むしろ劣化さ−υる。したがって、本発明にあってＣａ
は、０．０００５〜０．００４０％の範囲の量だけ添加
する。
性を改善する好ましい元素であるが、しかし多量の添加
は１１１１の１Ｉｌｉ順度を低下さ−Ｕ、上記各特性を
むしろ劣化さ−υる。したがって、本発明にあってＣａ
は、０．０００５〜０．００４０％の範囲の量だけ添加
する。
Ｎｌ〕、 ■、１゛１：
これらの元素は所望により添加され、炭窒化物を生じて
強度上昇に有効であるが、多過ぎると溶接性の劣化を住
しる。したがって、それぞれ添加の上限を０．１０％と
する。
強度上昇に有効であるが、多過ぎると溶接性の劣化を住
しる。したがって、それぞれ添加の上限を０．１０％と
する。
Ｍｏ、 Ｃｕ ： ｔＪｉ、、Ｃｒ ：これらの元素も
所望により添加されるものであって、Ｍｎと同等の作用
を有する。しかし多過ぎると溶接性能が劣化する。した
がって、それぞれ添加の」１限を０．５０％とする。
所望により添加されるものであって、Ｍｎと同等の作用
を有する。しかし多過ぎると溶接性能が劣化する。した
がって、それぞれ添加の」１限を０．５０％とする。
Ｂ ：
Ｂは微量添加で焼入れ性を大中に向」ニする所望添加元
素である。その添加の上限はその９ＪＪ果が飽和する０
、００３０％とする。
素である。その添加の上限はその９ＪＪ果が飽和する０
、００３０％とする。
かかる鋼組成を有する鋼は、次いで、１１００°Ｃ以−
１・の加工率が７０％以上の熱間圧延を受ける。なお１
、ｉ！１１続鋳造による場合、得られるＣＣスラブを再
加熱後あるいは直接熱間圧延してもよい。１１００°Ｃ
以下での加工率が７０％以上となる圧下を加える理由は
、これより少ない圧下量または１１００℃を越えた温度
で７０％を越えた圧下を加えてもオーステナイトの細粒
化があまり進行せず、後続工程の制御冷却によっても充
分な細粒フェライトが得られず、良好な＠４ＪワーＩＩ
Ｉと強靭性が得られないからである。ここに、上記加］
二率は熱延利の減摩率をいう。
１・の加工率が７０％以上の熱間圧延を受ける。なお１
、ｉ！１１続鋳造による場合、得られるＣＣスラブを再
加熱後あるいは直接熱間圧延してもよい。１１００°Ｃ
以下での加工率が７０％以上となる圧下を加える理由は
、これより少ない圧下量または１１００℃を越えた温度
で７０％を越えた圧下を加えてもオーステナイトの細粒
化があまり進行せず、後続工程の制御冷却によっても充
分な細粒フェライトが得られず、良好な＠４ＪワーＩＩ
Ｉと強靭性が得られないからである。ここに、上記加］
二率は熱延利の減摩率をいう。
圧延終了温度はＡｒ３＋５０°ないしＡｒ３ ３０℃と
するが、Ａｒ３＋５０℃より高い温度で圧延を終了する
と、オーステナイト中に充分なフェライト変態核は導入
されずやばり細粒フェライトが得られないからであ劣化
するためである。
するが、Ａｒ３＋５０℃より高い温度で圧延を終了する
と、オーステナイト中に充分なフェライト変態核は導入
されずやばり細粒フェライトが得られないからであ劣化
するためである。
２１５間圧延終了後、熱間圧延材は、５℃／秒以上の冷
却速度で６５０〜５８０°Ｃの温度域まで急冷し、その
ままこの状態で１〜２０秒間空冷するかあるいはそのま
ま保持するが、この場合、５℃／秒より遅い冷却速度だ
と、高温側でフェライ１〜変態が起こるためフェライト
粒か粗大化するばかりでなく、耐サワー性を特に劣化ざ
−Ｕる帯状組織を生じ易い。好ましくは１０°Ｃ／秒以
上で冷却する。また６５０℃より高い温度で保持すると
同様に高温側でフェライ１〜変態が起こるため前記と間
し欠点を生じる。一方、５８０℃より低？Ｘ！ｔの領域
へ急冷すると充分な初析フェライトｉの６′（「保が困
ゲ１１であり著しい靭性の劣化を生しる。
却速度で６５０〜５８０°Ｃの温度域まで急冷し、その
ままこの状態で１〜２０秒間空冷するかあるいはそのま
ま保持するが、この場合、５℃／秒より遅い冷却速度だ
と、高温側でフェライ１〜変態が起こるためフェライト
粒か粗大化するばかりでなく、耐サワー性を特に劣化ざ
−Ｕる帯状組織を生じ易い。好ましくは１０°Ｃ／秒以
上で冷却する。また６５０℃より高い温度で保持すると
同様に高温側でフェライ１〜変態が起こるため前記と間
し欠点を生じる。一方、５８０℃より低？Ｘ！ｔの領域
へ急冷すると充分な初析フェライトｉの６′（「保が困
ゲ１１であり著しい靭性の劣化を生しる。
なお、６５０°Ｃ〜５８０°Ｃの温度域でも１秒未満の
空冷また保持ではやはり充分な初析フェライＨ１の（Ｉ
゛Ｉ〔保が困難である。一方、この温度域で２０秒より
長１１．５間保持しても初析フェライトｆｉｔはほぼ飽
和し、酬り゛ワー性、強靭性の改善効果も少ないのでこ
の温度域の空冷あるいは保持時間の上限は２０秒とする
。好ましくは１０〜２０秒である。
空冷また保持ではやはり充分な初析フェライＨ１の（Ｉ
゛Ｉ〔保が困難である。一方、この温度域で２０秒より
長１１．５間保持しても初析フェライトｆｉｔはほぼ飽
和し、酬り゛ワー性、強靭性の改善効果も少ないのでこ
の温度域の空冷あるいは保持時間の上限は２０秒とする
。好ましくは１０〜２０秒である。
このようにして充分な量の初析フェライトＨを生成させ
てから、再び３０°Ｃ／秒以」二の冷却速度で、５５０
℃〜２００℃の極低温の温度域まで急冷し、次いで巻取
るが、このときの冷却速度が３０’ｃ／秒より近いと未
変態オーステナイトの部分が充分に焼入れ硬化せず、高
強度が得がたい。つまり、本発明によれば、３０℃／秒
以上で冷却することによって、未変態オーステナイトの
部分を焼入れ硬化させて硬質相が得られるのである。ま
た、５５０℃より高い温度で巻取ると未変態オーステナ
イトの部分が充分に焼入れ硬化しないばかりでなく、む
しろ巻取後の徐冷中に粒ｖｉ！が脆化して耐サワー性が
劣化する。このためには、５５０℃好ましくは５００°
Ｃ以下で巻取る。２０（１℃より低い温度で巻取ると巻
取後の徐冷９ＪＪ果が少なく、上記硬質相が焼戻されず
耐サワー性および靭性がともに劣化する。実際上、好ま
しい巻取温度は３００〜４０Ｏ′Ｃである。
てから、再び３０°Ｃ／秒以」二の冷却速度で、５５０
℃〜２００℃の極低温の温度域まで急冷し、次いで巻取
るが、このときの冷却速度が３０’ｃ／秒より近いと未
変態オーステナイトの部分が充分に焼入れ硬化せず、高
強度が得がたい。つまり、本発明によれば、３０℃／秒
以上で冷却することによって、未変態オーステナイトの
部分を焼入れ硬化させて硬質相が得られるのである。ま
た、５５０℃より高い温度で巻取ると未変態オーステナ
イトの部分が充分に焼入れ硬化しないばかりでなく、む
しろ巻取後の徐冷中に粒ｖｉ！が脆化して耐サワー性が
劣化する。このためには、５５０℃好ましくは５００°
Ｃ以下で巻取る。２０（１℃より低い温度で巻取ると巻
取後の徐冷９ＪＪ果が少なく、上記硬質相が焼戻されず
耐サワー性および靭性がともに劣化する。実際上、好ま
しい巻取温度は３００〜４０Ｏ′Ｃである。
かくして、このように低Ｃ（０，０１〜０．０５％）−
低Ｙ）−低５−Ｃａ処理鋼に対して制御圧延、制御冷却
、そして極低温巻取を行うことを特徴とする本発明によ
れば、その得られる組織は、連続鋳造によっても中心偏
析のみられない微細組織が得られ、そのためずくれた耐
サワー性のもならず、著しく靭性の改善がみられる１■
張力１１１ｉ板が得られる。そして、特にそのようなリ
ノ果は、厚さ約６ＩＩ１１以上の肉厚熱延高張力鋼板に
胃！著である。
低Ｙ）−低５−Ｃａ処理鋼に対して制御圧延、制御冷却
、そして極低温巻取を行うことを特徴とする本発明によ
れば、その得られる組織は、連続鋳造によっても中心偏
析のみられない微細組織が得られ、そのためずくれた耐
サワー性のもならず、著しく靭性の改善がみられる１■
張力１１１ｉ板が得られる。そして、特にそのようなリ
ノ果は、厚さ約６ＩＩ１１以上の肉厚熱延高張力鋼板に
胃！著である。
次に実施例によって本発明をさらに説明する。
人−施例−し
第１表に示ず＆１４組成を有する一連の供試鋼を溶製し
、連続鋳造によりＣＣスラブを得、一部はそのまま、残
りは再）Ｊ磐：ハ後、本発明に係る方法に従って熱延鋼
板とした。このときの熱間圧延条件、冷却条件および巻
取条件を第２表にまとめで示す。
、連続鋳造によりＣＣスラブを得、一部はそのまま、残
りは再）Ｊ磐：ハ後、本発明に係る方法に従って熱延鋼
板とした。このときの熱間圧延条件、冷却条件および巻
取条件を第２表にまとめで示す。
１１ｆ加多′ハすることなく直接熱間圧延を行った時の
圧延開始温度は約１１５０℃であった。
圧延開始温度は約１１５０℃であった。
１４７られた各熱延鋼板からの試験片について行った機
械的引張試験および耐サワー割れ試験の各結果を同しく
第２表にまとめ示す。機械的引張試験はＪＩＳ５号引張
試験片を使い、またシャルピーｆｆｉ Ｙ試験（３１Ｊ
ＩＳ’４号シャルピー試験片を使って行った。
械的引張試験および耐サワー割れ試験の各結果を同しく
第２表にまとめ示す。機械的引張試験はＪＩＳ５号引張
試験片を使い、またシャルピーｆｆｉ Ｙ試験（３１Ｊ
ＩＳ’４号シャルピー試験片を使って行った。
なお、耐サワー割れ試験は、オートクレーブ中で０．５
％Ｃｔｌ ３ Ｃ００ＩＩ−５％ＮａＣｌ水溶液にＨ２
Ｓガスを飽和溶解させてｐｌ＋ ３．５とした試験溶液
に９６時間各試験Ｊ１１を浸漬して、そのときの割れ発
生状況を観察したものである。その結果をＮＡＣＥ条件
下で割れ率Ｃ％）として示す。
％Ｃｔｌ ３ Ｃ００ＩＩ−５％ＮａＣｌ水溶液にＨ２
Ｓガスを飽和溶解させてｐｌ＋ ３．５とした試験溶液
に９６時間各試験Ｊ１１を浸漬して、そのときの割れ発
生状況を観察したものである。その結果をＮＡＣＥ条件
下で割れ率Ｃ％）として示す。
第２表に示す結果からも明らかなように、本発明により
得たものはいずれも強靭性と耐サワー性が優れている。
得たものはいずれも強靭性と耐サワー性が優れている。
他方、比較例のものは強靭性あるいは耐サワー性が劣っ
ている。特に、試験番号１２のものは、１１０（１℃以
下での圧下量が十分でないためｖＴｒｓが悪＜ 、Ｒ＋
Ｉ：駒番号１３のものは熱間圧延終了温度が低いため、
面１−リワー性が劣っている。また、試験番号１４．１
６のものはともに冷却速度が十分でなく、低強度で、特
に試験番号１４のものは耐サワー性が劣っている。試験
番号１５ば空冷（ＡＣ）温度が高すぎる場合を示ずもの
て、νＴｒｓが悪く、耐サワー性も十分でない。
ている。特に、試験番号１２のものは、１１０（１℃以
下での圧下量が十分でないためｖＴｒｓが悪＜ 、Ｒ＋
Ｉ：駒番号１３のものは熱間圧延終了温度が低いため、
面１−リワー性が劣っている。また、試験番号１４．１
６のものはともに冷却速度が十分でなく、低強度で、特
に試験番号１４のものは耐サワー性が劣っている。試験
番号１５ば空冷（ＡＣ）温度が高すぎる場合を示ずもの
て、νＴｒｓが悪く、耐サワー性も十分でない。
なお、試験番号１７ば巻取温度が低過ぎる例を示すもの
で、ｖＴｒｓが悪く、耐サワー性も劣っている。
で、ｖＴｒｓが悪く、耐サワー性も劣っている。
試験番号１８〜２５のものはいずれも鋼組成が本発明の
範囲を外れる場合を示すもので、低強度である試験番号
１８および２１の場合を除いて、いずれの場合も１１ｉ
（ザワー性は十分でない。
範囲を外れる場合を示すもので、低強度である試験番号
１８および２１の場合を除いて、いずれの場合も１１ｉ
（ザワー性は十分でない。
実用Ｈ吐オ
本発明において巻取温度により各特性がどのように影響
されるかを評価するために実施例１を繰り返いたが、本
例では、１１８０℃に加熱後、１１００℃以下の圧下量
を７５％、熱間圧延仕上温度を７８０°Ｃとした。
されるかを評価するために実施例１を繰り返いたが、本
例では、１１８０℃に加熱後、１１００℃以下の圧下量
を７５％、熱間圧延仕上温度を７８０°Ｃとした。
熱間圧延終了後、２０°Ｃ／秒の冷却速度で６００℃に
まで冷却し、その温度から１５秒間空冷してから５０℃
／秒の冷却速度で各巻取温度に冷却した。ただし、巻取
温度を６００°Ｃとした場合は、熱間圧延終了後、６０
（１’Ｃの巻取温度まで５℃／秒の冷却速度で冷却した
。
まで冷却し、その温度から１５秒間空冷してから５０℃
／秒の冷却速度で各巻取温度に冷却した。ただし、巻取
温度を６００°Ｃとした場合は、熱間圧延終了後、６０
（１’Ｃの巻取温度まで５℃／秒の冷却速度で冷却した
。
得られた各熱延鋼板からの試験片について機械的引張試
験、シャルピー衝撃試験および耐サワー性割れ試験を行
い、得られた結果を巻取温度についてグラフにまとめて
添付図面に示す。各試験の要領は実施例１のそれらに同
しであった。
験、シャルピー衝撃試験および耐サワー性割れ試験を行
い、得られた結果を巻取温度についてグラフにまとめて
添付図面に示す。各試験の要領は実施例１のそれらに同
しであった。
図示の結果からも明らかなように、巻取温度ば５５０°
Ｃ以下、好ましくは５００〜２００℃、さらには３００
〜４００°Ｃのときいずれの特性についてもすぐれた結
果がｉ！Ｊられているのが分かる。
Ｃ以下、好ましくは５００〜２００℃、さらには３００
〜４００°Ｃのときいずれの特性についてもすぐれた結
果がｉ！Ｊられているのが分かる。
第３表
旦 β」 勤 ヱ 盈 做 皿 紅１点０．０２０．１
３ １，５２０．００８０．００１０．０２５０．００
２５ ７７０
３ １，５２０．００８０．００１０．０２５０．００
２５ ７７０
添付図面は、巻取温度に対して熱延鋼板の各１１Ｎ１１
１の変化をまとめて示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 圓 室五 ２ｏｏ グθθ Ｃθθ ／θθ ３θｏ ｆａθ ；ｉ！−取温巌（・Ｃ）
１の変化をまとめて示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 圓 室五 ２ｏｏ グθθ Ｃθθ ／θθ ３θｏ ｆａθ ；ｉ！−取温巌（・Ｃ）
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ：Ｏ，ＯＬ〜０．０５％、 Ｓｉ：０．８％以下、Ｍ
ｎ ： ０．５〜２．０％、 Ｐ ： ０．０１５％以
下、Ｓ：０．００３％以下、 ｓｏｌ、 ＡＱ ： ０
．０１〜０．０８％、Ｃａ ： ０．０００５〜０．０
０４０％、残部Ｆｅおよび不純物 よりなる組成を有する鋼を１１００℃以下の加工率７０
％以」二でｊ′Ｌシ間圧延し、Ａｒ３＋５０℃ないしＡ
ｒ３−３０℃の温度で熱間圧延を終了し、次いで５℃／
秒以上の冷却速度で６５０〜５８０°Ｃの温度域まで急
冷し、そのまま１〜２０秒間空冷または保持した後、再
び３０℃／秒以上の冷却速度で５５０〜２００℃の温度
域まで急冷して巻取ることを特徴とする耐サワー用厚肉
熱延高張力＆１７１扱の製造法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０５％、 Ｓｉ ： ０．８％以下
、Ｍｎ ： ０．５−２．０％、 Ｐ ： ０．０１５
％以下、Ｓ ： ０．００３％以下、 ｓｏｌ、ＡＣ！
： ０．０１〜０．０８％、Ｃａ ： ０．０００５
〜０．００４０％、さらに、それぞれ０．１０％以下の
Ｎｂ、■およびＴｉの少なくとも１種、および／または それぞれ０．５０％以下のＭＯｌＣｕ、ＮｉおよびＣｒ
の少なくとも１種、および／または Ｂ ： ０．００３０％以下、 残部Ｆｅおよび不純物 よりなる組成を有する鋼を１１００°Ｃ以下の加工率７
０％以上で熱間圧延し、Ａｒ３＋５Ｑ℃ないし＾ｒ３３
０°Ｃの温度で熱間圧延を終了し、次いで５℃／秒以上
の冷却速度で６５０〜５８０ ’ｃの温度域まで急冷し
、そのまま１〜２０秒間空冷または保持した後、再び３
０°ｃ ／ Ｌｌ＞以上の冷却速度で５５０〜２００℃
の温度域まで急冷し。 て巻取ることを特徴とする耐サワー用厚肉熱延高張力鋼
板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17216083A JPS6067618A (ja) | 1983-09-20 | 1983-09-20 | 厚肉熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17216083A JPS6067618A (ja) | 1983-09-20 | 1983-09-20 | 厚肉熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6067618A true JPS6067618A (ja) | 1985-04-18 |
| JPS641530B2 JPS641530B2 (ja) | 1989-01-11 |
Family
ID=15936681
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17216083A Granted JPS6067618A (ja) | 1983-09-20 | 1983-09-20 | 厚肉熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6067618A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1568792A1 (en) * | 2004-02-24 | 2005-08-31 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe and method for manufacturing the same |
-
1983
- 1983-09-20 JP JP17216083A patent/JPS6067618A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1568792A1 (en) * | 2004-02-24 | 2005-08-31 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe and method for manufacturing the same |
| CN100354436C (zh) * | 2004-02-24 | 2007-12-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 焊接部韧性优良的耐酸气性高强度电阻焊接管用热轧钢板及其制造方法 |
| US7879287B2 (en) | 2004-02-24 | 2011-02-01 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe having sour-gas resistance and excellent weld toughness, and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS641530B2 (ja) | 1989-01-11 |
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