JPS6134116A - 強靭性熱間圧延コイルの製造法 - Google Patents
強靭性熱間圧延コイルの製造法Info
- Publication number
- JPS6134116A JPS6134116A JP15386684A JP15386684A JPS6134116A JP S6134116 A JPS6134116 A JP S6134116A JP 15386684 A JP15386684 A JP 15386684A JP 15386684 A JP15386684 A JP 15386684A JP S6134116 A JPS6134116 A JP S6134116A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- steel
- low
- hot rolled
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
（産業上の利用分野）
本発明は、歪時効劣化が少なく、強靭性および耐セパレ
ーシヨン性能に優れた厚肉熱間圧延高張力鋼ストリップ
コイルの製造法に関する。更に詳述すれば、本発明は、
低Ｐ−微量Ｔｉ−低Ｎで特徴づけられる組成を有するＮ
ｂ含有鋼を用い、制御圧延後急冷を行い更に従来に比し
て著しく低い温度で巻取ることから成る、歪時効劣化が
少なく、強熱間圧延高張力鋼ストリップコイルの製造法
に関する。
ーシヨン性能に優れた厚肉熱間圧延高張力鋼ストリップ
コイルの製造法に関する。更に詳述すれば、本発明は、
低Ｐ−微量Ｔｉ−低Ｎで特徴づけられる組成を有するＮ
ｂ含有鋼を用い、制御圧延後急冷を行い更に従来に比し
て著しく低い温度で巻取ることから成る、歪時効劣化が
少なく、強熱間圧延高張力鋼ストリップコイルの製造法
に関する。
ここに、「セパレーション」とは衝撃試験片の破面にみ
られる層状開口であり、かかるセパレーションの発生は
延性の低下を意味する。
られる層状開口であり、かかるセパレーションの発生は
延性の低下を意味する。
特に本発明は、４．５ｆｌ厚以上の板厚のラインパイプ
、構造物等に使用する低温用鋼板の製造法として有用で
あり、あるいはセパレーションは板厚方向に延性あるい
は靭性などの特性が劣る場合に発生しやすいので、構造
上板厚方向に力が加わるような使用に供する低温用鋼板
の製造法として有用である。
、構造物等に使用する低温用鋼板の製造法として有用で
あり、あるいはセパレーションは板厚方向に延性あるい
は靭性などの特性が劣る場合に発生しやすいので、構造
上板厚方向に力が加わるような使用に供する低温用鋼板
の製造法として有用である。
（従来の技術）
従来、特公昭５８−１９７２４号にも開示されているよ
うに、かかる用途に利用される熱間圧延高張力鋼板の製
造法としては、Ｎｂ含有鋼に対して制御圧延を行い強靭
性を得ると同時に、Ｐ≦０．０１％という低Ｐ化により
耐セパレーシヨン性能の向上を得ようとする方法がある
。
うに、かかる用途に利用される熱間圧延高張力鋼板の製
造法としては、Ｎｂ含有鋼に対して制御圧延を行い強靭
性を得ると同時に、Ｐ≦０．０１％という低Ｐ化により
耐セパレーシヨン性能の向上を得ようとする方法がある
。
（発明が解決しようとする問題点）
セパレーションの発生は高温巻取りによるものと考えら
れており、上記特許公報においても作業能率や工程及び
設備的に不利になるとしながらも、熱間圧延終了後冷却
して低温で巻取ることをも可能性として示唆している。
れており、上記特許公報においても作業能率や工程及び
設備的に不利になるとしながらも、熱間圧延終了後冷却
して低温で巻取ることをも可能性として示唆している。
しかしながら、本発明者らがこの点について追試も含め
て種々検討したところ、熱間圧延後の急冷は鋼板に大き
な熱歪を残すことになりこれが歪時効硬化をもたらし、
結局、耐セパレーシヨン性能も満足する程度には改善さ
れないことが判明した。
て種々検討したところ、熱間圧延後の急冷は鋼板に大き
な熱歪を残すことになりこれが歪時効硬化をもたらし、
結局、耐セパレーシヨン性能も満足する程度には改善さ
れないことが判明した。
（問題点を解決するための手段）
すなわち、本発明は、強靭性（歪時効劣化対策も含む）
および耐セパレーシヨン性能にすぐれた熱間圧延コイル
の製造法を提供することを目的とし、強靭性の実現には
Ｎｂ添加鋼に制御圧延を加え、急冷、低温巻取りを行い
、併せて低Ｐ化を図って耐セパレーシヨン性能を改善し
、その際の歪時効対策としては、鋼組成調整を行い、微
量Ｔｉの添加、低Ｎ化を行うのである。
および耐セパレーシヨン性能にすぐれた熱間圧延コイル
の製造法を提供することを目的とし、強靭性の実現には
Ｎｂ添加鋼に制御圧延を加え、急冷、低温巻取りを行い
、併せて低Ｐ化を図って耐セパレーシヨン性能を改善し
、その際の歪時効対策としては、鋼組成調整を行い、微
量Ｔｉの添加、低Ｎ化を行うのである。
本発明は、つまり、従来実施されないような著しく低い
温度域へ急冷してから巻取って耐セパレーシヨン性能の
向上を狙うとともに固溶Ｎ、固溶Ｃによる。歪時効劣化
を防止するために鋼組成を特定したのである。
温度域へ急冷してから巻取って耐セパレーシヨン性能の
向上を狙うとともに固溶Ｎ、固溶Ｃによる。歪時効劣化
を防止するために鋼組成を特定したのである。
そして本発明者らの研究結果によれば、上述の各対策の
相乗的作用効果としてすぐれた強靭性熱間圧延高張力鋼
コイルの製造法が得られる。
相乗的作用効果としてすぐれた強靭性熱間圧延高張力鋼
コイルの製造法が得られる。
ここに、本発明は重量％で、
Ｃ： ０．０１〜０．２５％、 Ｓｉ ： ０．７％
以下、Ｍｎ ： ０．５〜１．８％、 Ｐ ： ０．
０２５％以下、Ｓ ： Ｏ，０１０％以下、 ｈｂ
： ０．００５〜０．１５％、Ｔｉ ： ０．００５〜
０．０５％、 Ｓｏｌ．Ａｌ： ０．０１〜０．１０％
、Ｎ ： Ｑ、００５０％以下を含有し、さらに必要に
より、Ｖ：０．１５％以下、 Ｃｕ ： ０．５０
％以下、Ｎｉ ： ０．５Ｇ％以下、 Ｃｒ ：
０．５０％以下、Ｍｏ ： ０．３０％、 Ｂ
： ０．００５０％以下、およびＣａ ： ０．０１
０％以下の１種または２種以上、残部実質的にＦｅ よりなる組成を有する鋼を１０００℃以下における加工
率で５０％以上で熱間圧延を行い、８５０〜７００℃の
温度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で急冷して５００℃未満〜２００℃の温度で巻
取ることを特徴とする、４．５ｆｉ厚以上の板厚を有す
る強靭性熱間圧延コイルの製造法。
以下、Ｍｎ ： ０．５〜１．８％、 Ｐ ： ０．
０２５％以下、Ｓ ： Ｏ，０１０％以下、 ｈｂ
： ０．００５〜０．１５％、Ｔｉ ： ０．００５〜
０．０５％、 Ｓｏｌ．Ａｌ： ０．０１〜０．１０％
、Ｎ ： Ｑ、００５０％以下を含有し、さらに必要に
より、Ｖ：０．１５％以下、 Ｃｕ ： ０．５０
％以下、Ｎｉ ： ０．５Ｇ％以下、 Ｃｒ ：
０．５０％以下、Ｍｏ ： ０．３０％、 Ｂ
： ０．００５０％以下、およびＣａ ： ０．０１
０％以下の１種または２種以上、残部実質的にＦｅ よりなる組成を有する鋼を１０００℃以下における加工
率で５０％以上で熱間圧延を行い、８５０〜７００℃の
温度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で急冷して５００℃未満〜２００℃の温度で巻
取ることを特徴とする、４．５ｆｉ厚以上の板厚を有す
る強靭性熱間圧延コイルの製造法。
本発明において、鋼組成を上述のように限定しＣ：強度
上昇を生じる好ましい元素である。強度の点より下限は
０．０１％とする。しかし、０．２５％より多いと溶接
性能や低温靭性が劣化するので上限を０．２５％とする
。好ましくは０．１５％以下である。
上昇を生じる好ましい元素である。強度の点より下限は
０．０１％とする。しかし、０．２５％より多いと溶接
性能や低温靭性が劣化するので上限を０．２５％とする
。好ましくは０．１５％以下である。
Ｓｉ：固溶体硬化を通じて、強度上昇に有効である。
上限は溶接性より０．７％とする。
Ｍｎ：固溶体硬化、変態硬化、細粒硬化を通じて、強靭
化に有効な元素である。下限はかかる硬化が大いに期待
できる量として０．５％とし、上限は溶接性を確保する
ために１．８％とする。
化に有効な元素である。下限はかかる硬化が大いに期待
できる量として０．５％とし、上限は溶接性を確保する
ために１．８％とする。
ＰＤＰはセパレーション性能に対して好ましくない元素
であり、可能なかぎり少ない方がよい。
であり、可能なかぎり少ない方がよい。
本発明においては、低温巻取により、後述するようにＰ
の悪影響をかなり軽減できていることおよび経済性を考
えて上限を０．０２５％とするが、好ましくは、０．０
１０％以下とする。
の悪影響をかなり軽減できていることおよび経済性を考
えて上限を０．０２５％とするが、好ましくは、０．０
１０％以下とする。
Ｓ：Ｍｎと結合してＡ系介在物を生じて、靭性、延性を
低下させるばかりでなく、セパレーションを誘発しやす
い元素であり可能なかぎり少ない方がよい。経済性を考
えて上限を０．０１００ｘルナ７！、−ｈ＜ｈヱ−＃ｌ
／ ｌ＋１１ ｆｌｌ’Ｋ Ｏ／ＣＪＴ’−Ａ
＜ｅ７１まれる。
低下させるばかりでなく、セパレーションを誘発しやす
い元素であり可能なかぎり少ない方がよい。経済性を考
えて上限を０．０１００ｘルナ７！、−ｈ＜ｈヱ−＃ｌ
／ ｌ＋１１ ｆｌｌ’Ｋ Ｏ／ＣＪＴ’−Ａ
＜ｅ７１まれる。
Ｎｂ：微量添加で大巾な強度上昇と制御圧延との相乗作
用により優れた低温靭性を付与する好ましい元素である
。下限はかかる効果が大いに期待できる量として０．０
０５％とし、上限は溶接性の点より０．１５％とする。
用により優れた低温靭性を付与する好ましい元素である
。下限はかかる効果が大いに期待できる量として０．０
０５％とし、上限は溶接性の点より０．１５％とする。
Ｔｉ：本発明におけるように著しべ低い温度で巻取る場
合に４よ、固溶Ｎによる歪時効劣化を生じやすいが、か
かる歪時効劣化対策として好ましい元素である。また一
般的にｃｃのひび割れ対策としても好ましい元素でもあ
る。従って、その効果が期待される量として、下限を０
．００５％とする。上限は、上記効果が飽和する量とし
て０．０５％とする。好ましくは０．０１０〜０．０３
％である。
合に４よ、固溶Ｎによる歪時効劣化を生じやすいが、か
かる歪時効劣化対策として好ましい元素である。また一
般的にｃｃのひび割れ対策としても好ましい元素でもあ
る。従って、その効果が期待される量として、下限を０
．００５％とする。上限は、上記効果が飽和する量とし
て０．０５％とする。好ましくは０．０１０〜０．０３
％である。
Ｓｏｌ．Ａｌ：脱酸剤として添加される。下限はその効
果が生じる０、０１０％とし、上限はその効果が飽和す
る０、１０％とする。
果が生じる０、０１０％とし、上限はその効果が飽和す
る０、１０％とする。
Ｔｉ：本発明におけるような著しく低い温度で巻取る場
合には、固溶Ｎによる歪時効劣化を生じやすい。従って
可能なかぎり少ない方がよい経済性を考えて、上限をｏ
、ｏｏｓｏ％とする。
合には、固溶Ｎによる歪時効劣化を生じやすい。従って
可能なかぎり少ない方がよい経済性を考えて、上限をｏ
、ｏｏｓｏ％とする。
さらに、本発明においては必要に応じて、熱間圧延鋼板
の機械的特性改善、特に強靭化を図るため下記元素の少
なくとも１種を添加してもよい。
の機械的特性改善、特に強靭化を図るため下記元素の少
なくとも１種を添加してもよい。
Ｖ：微量添加で大巾な強度上昇を生じる好ましい元素で
ある。上限は経済性を考えて０．１５％とする。
ある。上限は経済性を考えて０．１５％とする。
Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒ ：これらは強靭化に有効な元素
である。
である。
経済性を考えて、上限をそれぞれ０．５０％とする。
Ｍｏ：強靭化に有効な元素である。経済性を考えて上限
を０．３０％とする。
を０．３０％とする。
Ｂ：本発明におけるように急冷後著しく低い温度で巻取
るような場合には、Ｂは極微量添加で強度上昇を生じる
好ましい元素である。上限はその効果が飽和する０、０
０５０％とする。
るような場合には、Ｂは極微量添加で強度上昇を生じる
好ましい元素である。上限はその効果が飽和する０、０
０５０％とする。
Ｃａ：介在物の形態制御により、低温靭性、延性に好ま
しいばかりでなく、セパレーション対策としても好まし
い元素である。しかし多すぎると鋼中の介在物量が増加
して、靭性、延性の劣化を生じる。従って、上限を０．
０１０％とする。
しいばかりでなく、セパレーション対策としても好まし
い元素である。しかし多すぎると鋼中の介在物量が増加
して、靭性、延性の劣化を生じる。従って、上限を０．
０１０％とする。
本発明における熱間圧延条件を限定した理由は次の通り
である。
である。
圧延条件：
まず、１０００℃以下の加工率５０％以上で熱間圧延す
る理由は、この温度より高いかあるいはこの加工率より
低いと、オーステナイト中への変形帯の導入が不充分で
最終的に得られる組織も微細化せず、充分な強靭性能が
得られないためである。また、８５０〜７００℃の温度
で圧延を終了するのは、この温度より高いとオーステナ
イト中へ導入された変形帯から発生する単位面積当たり
のフェライト粒の数が減少するのでやはり最終的に得ら
れる組織が微細化しない。またこの温度範囲より低いと
多量のフェライトが生じた以後も圧延加工することにな
るので温間加工フェライトに基づき異方性が大きくなる
ばかりか、タンデム圧延機では実際上突かけなどの圧延
操業上のトラブルが多発して圧延が困難となる。
る理由は、この温度より高いかあるいはこの加工率より
低いと、オーステナイト中への変形帯の導入が不充分で
最終的に得られる組織も微細化せず、充分な強靭性能が
得られないためである。また、８５０〜７００℃の温度
で圧延を終了するのは、この温度より高いとオーステナ
イト中へ導入された変形帯から発生する単位面積当たり
のフェライト粒の数が減少するのでやはり最終的に得ら
れる組織が微細化しない。またこの温度範囲より低いと
多量のフェライトが生じた以後も圧延加工することにな
るので温間加工フェライトに基づき異方性が大きくなる
ばかりか、タンデム圧延機では実際上突かけなどの圧延
操業上のトラブルが多発して圧延が困難となる。
冷却・巻取り条件：
上記制御圧延後、５℃／ｓｅｃ以上の急冷を行い、次い
で５００℃未満〜２００℃で巻取る理由は、この冷却速
度より遅いかあるいはこの温度より高い巻取温度ではＰ
の粒界偏析に基づく脆化によりセパレーションを生じや
すいためである。また２００℃より低い巻取温度では、
マルテンサイト組織が混入したいわゆる二相組織となっ
て降伏比が著しくれ 低くなり、降伏点でもって設計させる構造物には適用さ
れ難いばかりでなく、低温靭性も劣化してセパレーショ
ンも多発してくる。また、２００℃より低い巻取温度で
は、本発明において特定する化学組成でも鋼中に固溶Ｃ
が残存し、耐歪時効性能もよくない。
で５００℃未満〜２００℃で巻取る理由は、この冷却速
度より遅いかあるいはこの温度より高い巻取温度ではＰ
の粒界偏析に基づく脆化によりセパレーションを生じや
すいためである。また２００℃より低い巻取温度では、
マルテンサイト組織が混入したいわゆる二相組織となっ
て降伏比が著しくれ 低くなり、降伏点でもって設計させる構造物には適用さ
れ難いばかりでなく、低温靭性も劣化してセパレーショ
ンも多発してくる。また、２００℃より低い巻取温度で
は、本発明において特定する化学組成でも鋼中に固溶Ｃ
が残存し、耐歪時効性能もよくない。
一方、巻取温度が５００℃以上であると、熱間圧延終了
後の冷却速度が５℃／５−ｅｃ以上であったとしても、
やはり良好な耐セパレーシヨン性能を実現することがで
きない。
後の冷却速度が５℃／５−ｅｃ以上であったとしても、
やはり良好な耐セパレーシヨン性能を実現することがで
きない。
第１図は、本発明の対象鋼であるところの、０゜１０％
Ｃ−０，２５％５ｉ−１，３５％Ｍｎ−０，００８％Ｐ
−０，００１％Ｓ−０，０６５％Ｎｂ−０，０１５％Ｔ
ｉ −０，０３％ＡＱ−０，００２５％Ｎｉｌの強靭性
とセパレーションに及ぼす巻取温度の影響を示すグラフ
であり、熱間圧延に際しての加熱温度： １１５０℃、
１０００℃以下での累積圧下率−８０％、熱間圧延仕上
げ温度ニア５０℃、仕上げ板厚：１．Ｏｍ、熱間圧延巻
取りに至るまでの冷却速度は全て１０〜ｂ っているものについて調べたものである。なお、「引張
り破面上のセパレーション状割れの合計長さ」は、第２
図に示されるように、引張り試験片１の破面上に認めら
れるセパレーション状の割れ２のそれぞれの長さの合計
量Ｂ１＋ｘ、、）で表わした。
Ｃ−０，２５％５ｉ−１，３５％Ｍｎ−０，００８％Ｐ
−０，００１％Ｓ−０，０６５％Ｎｂ−０，０１５％Ｔ
ｉ −０，０３％ＡＱ−０，００２５％Ｎｉｌの強靭性
とセパレーションに及ぼす巻取温度の影響を示すグラフ
であり、熱間圧延に際しての加熱温度： １１５０℃、
１０００℃以下での累積圧下率−８０％、熱間圧延仕上
げ温度ニア５０℃、仕上げ板厚：１．Ｏｍ、熱間圧延巻
取りに至るまでの冷却速度は全て１０〜ｂ っているものについて調べたものである。なお、「引張
り破面上のセパレーション状割れの合計長さ」は、第２
図に示されるように、引張り試験片１の破面上に認めら
れるセパレーション状の割れ２のそれぞれの長さの合計
量Ｂ１＋ｘ、、）で表わした。
第１図からも、特定成分組成の鋼を、本発明の条件で熱
間圧延し巻取った場合に、優れた耐セパレーシヨン性能
と強靭性と比較的高い降伏比（７０％超）とが実現でき
ることは明らかである。
間圧延し巻取った場合に、優れた耐セパレーシヨン性能
と強靭性と比較的高い降伏比（７０％超）とが実現でき
ることは明らかである。
次に実施例によってさらに本発明を説明する。
大島側
第１表に鋼組成を示す鋼種ＡないしＱを通常の方法で溶
製し、鋳片（ＣＣスラブ）をつ（り第２表に示す熱間圧
延条件で熱間圧延およびそれに続く熱処理を行った。各
表中、本発明において規定する範囲を外れた条件につい
ては「＊」印を付して示しである。
製し、鋳片（ＣＣスラブ）をつ（り第２表に示す熱間圧
延条件で熱間圧延およびそれに続く熱処理を行った。各
表中、本発明において規定する範囲を外れた条件につい
ては「＊」印を付して示しである。
得られた各供試圧延材について機械的性質を決定した。
結果を同じく第２表にまとめて示す。
第１表、第２表から理解される通り本発明の製造法によ
り得た熱間圧延鋼板はいずれも、強靭性耐歪時効性、耐
セパレーション性の上で優れた特性を有している。特に
、試験階１〜３と本発明例である試験階９〜２２とを比
較するとＴｉ添加低Ｎｗｉは耐セパレーション性の点で
すぐれていることが分かる。
り得た熱間圧延鋼板はいずれも、強靭性耐歪時効性、耐
セパレーション性の上で優れた特性を有している。特に
、試験階１〜３と本発明例である試験階９〜２２とを比
較するとＴｉ添加低Ｎｗｉは耐セパレーション性の点で
すぐれていることが分かる。
なお、本発明に規定する範囲から外れる条件で処理され
た試験階１．２ではＴｉ含有量が少ないかあるいはＮ含
有量が多いため、耐歪時効性能が良くなく、試験隘３は
Ｔｉに代えてＮｉを加えた場合を示すが、同様に歪時効
性能は良くない。理由は不明だが試験隘１〜３のセパレ
ーション性能もよくない。同じく試験磁４〜６では低温
靭性が良くなく、同じく試験Ｎ［Ｌ７．８では耐セパレ
ーシヨン性能が良くない。また本発明に係る場合でも試
験歯９．１０に示すデータからもわかるように、Ｐ量が
低い試験隘９の方が耐セパレーシヨン性能がよい。
た試験階１．２ではＴｉ含有量が少ないかあるいはＮ含
有量が多いため、耐歪時効性能が良くなく、試験隘３は
Ｔｉに代えてＮｉを加えた場合を示すが、同様に歪時効
性能は良くない。理由は不明だが試験隘１〜３のセパレ
ーション性能もよくない。同じく試験磁４〜６では低温
靭性が良くなく、同じく試験Ｎ［Ｌ７．８では耐セパレ
ーシヨン性能が良くない。また本発明に係る場合でも試
験歯９．１０に示すデータからもわかるように、Ｐ量が
低い試験隘９の方が耐セパレーシヨン性能がよい。
なお、本発明のように、圧延後急冷して低温で巻取る場
合には、ホットランテーブル上の冷却法としては、従来
のラミナーフロ一方式よりスリット型のノズルを有する
カーテンウオール冷却方式の方が冷却能率および均一冷
却の点がら望ましい。
合には、ホットランテーブル上の冷却法としては、従来
のラミナーフロ一方式よりスリット型のノズルを有する
カーテンウオール冷却方式の方が冷却能率および均一冷
却の点がら望ましい。
第１図は、鋼の強靭性とセパレーションに及ぼす巻取り
温度の影響を示すグラフ；および第２図は「引張り破面
上のセパレーション状割れの合計長さ」の表示方法を説
明するための概略模式図である。 １・・・引張り試験片 ２・・・セパレーション状の割れ 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 −（他１名）秦ｌ凹 ＦＴ １００ ２００ Ｂｏｏ ４（ＩＱ ５
００ ６００鰺攻温度（℃）
温度の影響を示すグラフ；および第２図は「引張り破面
上のセパレーション状割れの合計長さ」の表示方法を説
明するための概略模式図である。 １・・・引張り試験片 ２・・・セパレーション状の割れ 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 −（他１名）秦ｌ凹 ＦＴ １００ ２００ Ｂｏｏ ４（ＩＱ ５
００ ６００鰺攻温度（℃）
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ
：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．
０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０
．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、 残部実質的にＦｅ よりなる組成を有する鋼を１０００℃以下における加工
率５０％以上で熱間圧延を行い、８５０〜７００℃の温
度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で急冷して５００℃未満〜２００℃の温度で巻取
ることを特徴とする、４．５ｍｍ厚以上の板厚を有する
強靭性熱間圧延コイルの製造法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ
：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．
０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０
．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、さらに、
Ｖ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０
．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．３０
％、Ｂ：０．００５０％以下、およびＣａ：０．０１０
％以下の１種または２種以上、残部実質的にＦｅ よりなる組成を有する鋼を１０００℃以下における加工
率で５０％以上で熱間圧延を行い、８５０〜７００℃の
温度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で急冷して５００℃未満〜２００℃の温度で巻
取ることを特徴とする、４．５ｍｍ厚以上の板厚を有す
る強靭性熱間圧延コイルの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15386684A JPS6134116A (ja) | 1984-07-24 | 1984-07-24 | 強靭性熱間圧延コイルの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15386684A JPS6134116A (ja) | 1984-07-24 | 1984-07-24 | 強靭性熱間圧延コイルの製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6134116A true JPS6134116A (ja) | 1986-02-18 |
| JPS648685B2 JPS648685B2 (ja) | 1989-02-15 |
Family
ID=15571812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15386684A Granted JPS6134116A (ja) | 1984-07-24 | 1984-07-24 | 強靭性熱間圧延コイルの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6134116A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61157628A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
| JPS62205230A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
| US4950060A (en) * | 1988-05-07 | 1990-08-21 | Minolta Camera Kabushiki Kaisha | Lens driving cam mechanism |
| EP1398390A1 (de) * | 2002-09-11 | 2004-03-17 | ThyssenKrupp Stahl AG | Ferritisch/martensitischer Stahl mit hoher Festigkeit und sehr feinem Gefüge |
| KR101105113B1 (ko) * | 2004-12-27 | 2012-01-16 | 주식회사 포스코 | 저온인성 및 내식성이 우수한 저항복비 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
| CN105624585A (zh) * | 2014-11-26 | 2016-06-01 | 鞍钢股份有限公司 | 一种浮式lng管线用x80q热轧厚板及其生产方法 |
| JP2022510199A (ja) * | 2018-11-29 | 2022-01-26 | ポスコ | 低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112575243A (zh) * | 2019-09-27 | 2021-03-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度抗疲劳无缝钢管及其制造方法 |
-
1984
- 1984-07-24 JP JP15386684A patent/JPS6134116A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61157628A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
| JPS62205230A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
| US4950060A (en) * | 1988-05-07 | 1990-08-21 | Minolta Camera Kabushiki Kaisha | Lens driving cam mechanism |
| EP1398390A1 (de) * | 2002-09-11 | 2004-03-17 | ThyssenKrupp Stahl AG | Ferritisch/martensitischer Stahl mit hoher Festigkeit und sehr feinem Gefüge |
| KR101105113B1 (ko) * | 2004-12-27 | 2012-01-16 | 주식회사 포스코 | 저온인성 및 내식성이 우수한 저항복비 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
| CN105624585A (zh) * | 2014-11-26 | 2016-06-01 | 鞍钢股份有限公司 | 一种浮式lng管线用x80q热轧厚板及其生产方法 |
| JP2022510199A (ja) * | 2018-11-29 | 2022-01-26 | ポスコ | 低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS648685B2 (ja) | 1989-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6149368B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS5877528A (ja) | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 | |
| KR100799421B1 (ko) | 용접성이 우수한 490ＭＰａ급 저항복비 냉간성형강관 및 그제조방법 | |
| CN108728742B (zh) | 一种抗震耐火耐蚀钢以及中厚钢板和薄钢板的制造方法 | |
| JPS6141968B2 (ja) | ||
| JPH059651A (ja) | 脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板およびその製造方法 | |
| JPS648685B2 (ja) | ||
| JP3290595B2 (ja) | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JPS625216B2 (ja) | ||
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3371744B2 (ja) | 低降伏比鋼材およびその製造方法 | |
| JP3508668B2 (ja) | 冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4158390B2 (ja) | 耐疲労特性および冷間加工性に優れた冷間加工用熱間鍛造鋼 | |
| JPH0227407B2 (ja) | Yosetsuseinisuguretakokyodokonoseizohoho | |
| JP3229107B2 (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3285179B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法 | |
| JPH05112823A (ja) | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 | |
| JPS6145687B2 (ja) | ||
| JP3299287B2 (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP2006118018A (ja) | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07150245A (ja) | 高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法 | |
| JP2618563B2 (ja) | 溶接熱影響部の軟化しにくい高強度電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP2834500B2 (ja) | 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JPH04168217A (ja) | 均一性に優れる高靭性・高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0215145A (ja) | 加工・加熱強化型熱延鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |