JP3383156B2 - 高強度電縫鋼管用鋼板の製造法 - Google Patents
高強度電縫鋼管用鋼板の製造法Info
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- JP3383156B2 JP3383156B2 JP16881796A JP16881796A JP3383156B2 JP 3383156 B2 JP3383156 B2 JP 3383156B2 JP 16881796 A JP16881796 A JP 16881796A JP 16881796 A JP16881796 A JP 16881796A JP 3383156 B2 JP3383156 B2 JP 3383156B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、７８０Ｎ／ｍｍ2
以上の強度と高靱性を有する電縫鋼管の製造法に関する
ものである。
以上の強度と高靱性を有する電縫鋼管の製造法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、トラック輸送の過積載規制の強化
により自動車（トラック）部品に対して軽量化を目的と
した中空化が図れるようになっており、また部品材の重
量をさらに軽減するために高強度化が図れるようになっ
てきた。そこで特開平２−１５６０２１号公報ではＣ、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ等を含有する鋼を特定条件下で圧
延することにより高張力かつ低温靱性に優れた鋼板の製
造法を開示している。
により自動車（トラック）部品に対して軽量化を目的と
した中空化が図れるようになっており、また部品材の重
量をさらに軽減するために高強度化が図れるようになっ
てきた。そこで特開平２−１５６０２１号公報ではＣ、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ等を含有する鋼を特定条件下で圧
延することにより高張力かつ低温靱性に優れた鋼板の製
造法を開示している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】高強度を得る方法とし
ては析出強化、変態強化などの方法が用いられてきた
が、それぞれ次のような欠点がある。ＴｉＣ系鋼は母材
の化学成分と熱延での製造プロセス条件によって材質の
特性（強度、靱性）が大幅に変化する。ＴｉＣ系鋼はα
域での微細なＴｉ炭窒化物の析出を最大限に利用し強度
を確保する。したがって熱延での圧延終了温度と捲取温
度の変動が大きいと強度の変動も大きく所望の鋼板を得
ることが困難である。変態強化はγ域あるいはγ＋α域
からの急冷により焼入組織を得るかあるいは高Ｍｎ鋼を
冷却して焼入組織を得て高強度を得るものであるが、こ
のような鋼板は加工性、延性が著しく悪く、また合金元
素を多量に添加するため製造コストが高く経済性が悪
い。本発明は従来のこうした問題点を解決する安価で７
８０Ｎ／ｍｍ2 級の高強度を有する電縫鋼管用鋼板を提
供するものである。
ては析出強化、変態強化などの方法が用いられてきた
が、それぞれ次のような欠点がある。ＴｉＣ系鋼は母材
の化学成分と熱延での製造プロセス条件によって材質の
特性（強度、靱性）が大幅に変化する。ＴｉＣ系鋼はα
域での微細なＴｉ炭窒化物の析出を最大限に利用し強度
を確保する。したがって熱延での圧延終了温度と捲取温
度の変動が大きいと強度の変動も大きく所望の鋼板を得
ることが困難である。変態強化はγ域あるいはγ＋α域
からの急冷により焼入組織を得るかあるいは高Ｍｎ鋼を
冷却して焼入組織を得て高強度を得るものであるが、こ
のような鋼板は加工性、延性が著しく悪く、また合金元
素を多量に添加するため製造コストが高く経済性が悪
い。本発明は従来のこうした問題点を解決する安価で７
８０Ｎ／ｍｍ2 級の高強度を有する電縫鋼管用鋼板を提
供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、 Ｃ ：０．１２〜０．２５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．０１以下、Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｔｉ：０．０４〜０．１２、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００６以下、 Ｏ ：０．００５以下 さらに必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｂ：０．０７〜０．１、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
片を１１００〜１２５０℃に加熱後、８５０〜９５０℃
の温度範囲で圧延を終了した後、５〜３０℃／秒の冷却
速度で冷却し、５５０〜６５０℃でコイル状に捲き取る
ことである。
で、 Ｃ ：０．１２〜０．２５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．０１以下、Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｔｉ：０．０４〜０．１２、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００６以下、 Ｏ ：０．００５以下 さらに必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｂ：０．０７〜０．１、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
片を１１００〜１２５０℃に加熱後、８５０〜９５０℃
の温度範囲で圧延を終了した後、５〜３０℃／秒の冷却
速度で冷却し、５５０〜６５０℃でコイル状に捲き取る
ことである。
【０００５】以下に本発明の７８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強
度と高靱性を有する電縫鋼管の製造法について詳細に説
明する。本発明鋼の特徴は（１）合金元素を低減し、Ｔ
ｉ炭窒化物の析出による析出強化を積極的に活用し安価
で高強度化、（２）摩擦圧接部のＨＡＺ軟化部の疲労強
度を確保するため高Ｃ化にある。高強度鋼を安価に製造
するには、他の高価な合金元素の添加を極力低減する必
要があるため、Ｔｉ炭窒化物を微細析出させ強度を確保
する必要がある。このためＴｉ炭窒化物の析出挙動は鋼
の化学成分（ＣとＴｉのバランス）や製造プロセス条件
に敏感であるのでこれらの適正化が重要である。一般に
疲労強度は、硬さと良い相関関係があり硬さの上昇にと
もない疲労強度が向上する。このことから摩擦圧接部の
ＨＡＺ軟化部の疲労強度を上昇させるには硬さの増加に
有効なＣを多くすることが効果的である。
度と高靱性を有する電縫鋼管の製造法について詳細に説
明する。本発明鋼の特徴は（１）合金元素を低減し、Ｔ
ｉ炭窒化物の析出による析出強化を積極的に活用し安価
で高強度化、（２）摩擦圧接部のＨＡＺ軟化部の疲労強
度を確保するため高Ｃ化にある。高強度鋼を安価に製造
するには、他の高価な合金元素の添加を極力低減する必
要があるため、Ｔｉ炭窒化物を微細析出させ強度を確保
する必要がある。このためＴｉ炭窒化物の析出挙動は鋼
の化学成分（ＣとＴｉのバランス）や製造プロセス条件
に敏感であるのでこれらの適正化が重要である。一般に
疲労強度は、硬さと良い相関関係があり硬さの上昇にと
もない疲労強度が向上する。このことから摩擦圧接部の
ＨＡＺ軟化部の疲労強度を上昇させるには硬さの増加に
有効なＣを多くすることが効果的である。
【０００６】本発明における化学成分、製造条件の限定
理由について説明する。はじめに化学成分の限定理由に
ついて説明する。Ｃは強度増加に有効な元素であるが、
ＴｉＣ系析出強化型ではＣが高いと析出強化として作用
する微細なＴｉ炭窒化物が粗大化し強度上昇に寄与する
微細なＴｉ炭窒化物が減少し強度が低下する。７８０Ｎ
／ｍｍ2 級の強度を確保するためにＣの上限は０．２５
％とした。Ｃの低減はＴｉ炭窒化物による析出強化や母
材の強度確保が困難となる。また、摩擦圧接部のＨＡＺ
軟化部の疲労強度を確保するためその下限を０．１２％
とした。
理由について説明する。はじめに化学成分の限定理由に
ついて説明する。Ｃは強度増加に有効な元素であるが、
ＴｉＣ系析出強化型ではＣが高いと析出強化として作用
する微細なＴｉ炭窒化物が粗大化し強度上昇に寄与する
微細なＴｉ炭窒化物が減少し強度が低下する。７８０Ｎ
／ｍｍ2 級の強度を確保するためにＣの上限は０．２５
％とした。Ｃの低減はＴｉ炭窒化物による析出強化や母
材の強度確保が困難となる。また、摩擦圧接部のＨＡＺ
軟化部の疲労強度を確保するためその下限を０．１２％
とした。
【０００７】Ｔｉは炭窒化物として鋼中に微細に分散し
析出強化型として強度を高めるのに有効である。析出強
化を得るためにはＴｉを０．０４％以上が必要である。
しかし、過度の添加は炭窒化物の粗大化により低温靱性
および溶接性劣化につながる。したがって、その上限を
０．１２％とした。上記のようなＴｉＣ系鋼において、
安定した強度を確保するためには、さらに製造条件が適
切でなければならない。つぎに、加熱温度、圧延終了温
度、捲取温度の製造条件の限定理由について説明する。
析出強化型として強度を高めるのに有効である。析出強
化を得るためにはＴｉを０．０４％以上が必要である。
しかし、過度の添加は炭窒化物の粗大化により低温靱性
および溶接性劣化につながる。したがって、その上限を
０．１２％とした。上記のようなＴｉＣ系鋼において、
安定した強度を確保するためには、さらに製造条件が適
切でなければならない。つぎに、加熱温度、圧延終了温
度、捲取温度の製造条件の限定理由について説明する。
【０００８】加熱温度はＴｉの炭窒化物を十分固溶さ
せ、かつ圧延終了温度を確保するために下限は１１００
℃とした。しかし加熱温度が１２５０℃以上になるとγ
粒が著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化でき
ないため優れた低温靱性が得られないため加熱温度の上
限を１２５０℃とした。圧延終了温度は圧延後のＴｉ炭
窒化物の微細析出と結晶粒の細粒化を促進するために８
５０℃以上とした。なお圧延終了温度が９５０℃を越え
ると結晶粒が粗大化し鋼板の強度が低下するので仕上温
度の上限は９５０℃とした。
せ、かつ圧延終了温度を確保するために下限は１１００
℃とした。しかし加熱温度が１２５０℃以上になるとγ
粒が著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化でき
ないため優れた低温靱性が得られないため加熱温度の上
限を１２５０℃とした。圧延終了温度は圧延後のＴｉ炭
窒化物の微細析出と結晶粒の細粒化を促進するために８
５０℃以上とした。なお圧延終了温度が９５０℃を越え
ると結晶粒が粗大化し鋼板の強度が低下するので仕上温
度の上限は９５０℃とした。
【０００９】圧延終了から捲取りまでの冷却については
この間でのＴｉ炭窒化物の析出を抑制するために５〜３
０℃／秒の冷却速度とした。捲取温度は５５０℃未満で
は強度に有効なＴｉの微細炭窒化物の析出が十分ではな
く、また６５０℃を越えるとＴｉ炭窒化物が粗大化し直
接強度に有効な微細炭窒化物が減少するため所望の鋼板
を得ることが出来なくなる。そこで捲取温度を５５０〜
６５０℃とした。以上の成分、熱延条件により安定して
７８０Ｎ／ｍｍ2 級の引張強度を有する電縫鋼管用鋼板
の製造が可能となる。
この間でのＴｉ炭窒化物の析出を抑制するために５〜３
０℃／秒の冷却速度とした。捲取温度は５５０℃未満で
は強度に有効なＴｉの微細炭窒化物の析出が十分ではな
く、また６５０℃を越えるとＴｉ炭窒化物が粗大化し直
接強度に有効な微細炭窒化物が減少するため所望の鋼板
を得ることが出来なくなる。そこで捲取温度を５５０〜
６５０℃とした。以上の成分、熱延条件により安定して
７８０Ｎ／ｍｍ2 級の引張強度を有する電縫鋼管用鋼板
の製造が可能となる。
【００１０】つぎに本発明のその他の成分元素の限定理
由について説明する。Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素
で、Ｓｉが多くなると鋼板の靱性が劣化するため、その
上限を０．６％とした。Ｍｎは鋼の強度、靱性を確保す
る上で不可欠の元素であり、その下限は１．０％であ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると高価となるばかりでな
く、焼入性が増加して靱性が劣化する。このためＭｎの
上限を２．０％とした。Ｐは溶接性向上、加工性向上の
観点から徹底的に下げる必要がありその上限を０．０３
％とした。
由について説明する。Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素
で、Ｓｉが多くなると鋼板の靱性が劣化するため、その
上限を０．６％とした。Ｍｎは鋼の強度、靱性を確保す
る上で不可欠の元素であり、その下限は１．０％であ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると高価となるばかりでな
く、焼入性が増加して靱性が劣化する。このためＭｎの
上限を２．０％とした。Ｐは溶接性向上、加工性向上の
観点から徹底的に下げる必要がありその上限を０．０３
％とした。
【００１１】Ｓは徹底的に下げる必要がある。本発明の
成分系ではＭｎを添加しておりＭｎを有効利用するため
にＭｎＳを生成させないようにしなければならないこと
からその上限を０．０１％とした。Ａｌは、脱酸のため
必要であるが、過剰に添加するとＡｌ2 Ｏ3 を中心とし
た脱酸生成物が鋼中に残存する量が増える。特に本発明
の場合のように電縫鋼管に用いられる場合、溶接部での
巨大な介在物は致命的欠陥となるので、その上限を０．
０５％とした。
成分系ではＭｎを添加しておりＭｎを有効利用するため
にＭｎＳを生成させないようにしなければならないこと
からその上限を０．０１％とした。Ａｌは、脱酸のため
必要であるが、過剰に添加するとＡｌ2 Ｏ3 を中心とし
た脱酸生成物が鋼中に残存する量が増える。特に本発明
の場合のように電縫鋼管に用いられる場合、溶接部での
巨大な介在物は致命的欠陥となるので、その上限を０．
０５％とした。
【００１２】ＮはＴｉＮを形成しγ粒の粗大化抑制効果
を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上させる。このための微
小量は０．００２％である。しかし多すぎると固溶Ｎに
よるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．
００６％以下に抑える必要がある。つぎにＮｉ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明す
る。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主
たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製
造可能な板厚の拡大や母材の強度などの特性の向上をは
かるためである。したがって、その添加量は自ら制限さ
れるべき性質のものである。
を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上させる。このための微
小量は０．００２％である。しかし多すぎると固溶Ｎに
よるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．
００６％以下に抑える必要がある。つぎにＮｉ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明す
る。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主
たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製
造可能な板厚の拡大や母材の強度などの特性の向上をは
かるためである。したがって、その添加量は自ら制限さ
れるべき性質のものである。
【００１３】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に
比較して圧延組織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低
温靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度
を増加させる。この効果を発揮させるために、０．１％
以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると
経済性を劣化させるものでその上限を１．０％とした。
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に
比較して圧延組織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低
温靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度
を増加させる。この効果を発揮させるために、０．１％
以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると
経済性を劣化させるものでその上限を１．０％とした。
【００１４】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つ。この
効果を発揮させるためには０．１％以上の添加が必要で
ある。しかし、過剰に添加すると靱性低下や熱間圧延時
にＣｕクラックが生じるので、その上限を１．０％とし
た。Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効果があ
り、この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし、多すぎると靱性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は１．０％である。
効果を発揮させるためには０．１％以上の添加が必要で
ある。しかし、過剰に添加すると靱性低下や熱間圧延時
にＣｕクラックが生じるので、その上限を１．０％とし
た。Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効果があ
り、この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし、多すぎると靱性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は１．０％である。
【００１５】Ｍｏを添加する理由は母材、溶接部の強度
を増加させる効果がある。この効果を得るためには、Ｍ
ｏは最低０．１％必要である。しかし過剰なＭｏ添加は
靱性、溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％と
した。Ｎｂは微細な析出物を形成し、強度を増加させる
元素である。この効果を得るために下限は、０．０７％
である。Ｎｂ量が多すぎると溶接性が悪くなり、さらに
靱性が劣化するので、その上限を０．１％とした。
を増加させる効果がある。この効果を得るためには、Ｍ
ｏは最低０．１％必要である。しかし過剰なＭｏ添加は
靱性、溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％と
した。Ｎｂは微細な析出物を形成し、強度を増加させる
元素である。この効果を得るために下限は、０．０７％
である。Ｎｂ量が多すぎると溶接性が悪くなり、さらに
靱性が劣化するので、その上限を０．１％とした。
【００１６】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。この
効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要
である。その上限は溶接性、靱性の点から０．１０％ま
で許容できる。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御
し、溶接部の特性や低温靱性を向上させる。しかし、Ｃ
ａ量が０．００１％以下では実用上効果がなく、また
０．００５％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが多量
に生成してクラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度
を害するだけでなく、溶接性にも悪影響をおよぼす。こ
のためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に制限し
た。
効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要
である。その上限は溶接性、靱性の点から０．１０％ま
で許容できる。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御
し、溶接部の特性や低温靱性を向上させる。しかし、Ｃ
ａ量が０．００１％以下では実用上効果がなく、また
０．００５％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが多量
に生成してクラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度
を害するだけでなく、溶接性にも悪影響をおよぼす。こ
のためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に制限し
た。
【００１７】
【実施例】表１に本発明鋼の化学成分、熱延条件、機械
的特性を示す。表２に従来鋼の化学成分、熱延条件、機
械的特性を示す。表１から明らかなように本発明鋼にし
たがって製造した鋼板は７８０Ｎ／ｍｍ2 級の強度を有
する。これに対して比較鋼は化学成分または熱延条件が
適切でなく、所望の強度が得られない。鋼ＬはＣ量が少
な過ぎるため強度が高過ぎる。鋼ＭはＣ量が多過ぎるた
め強度が低い。鋼ＮはＴｉ量が少な過ぎるため強度が低
い。鋼ＯはＴｉ量が多過ぎるため強度が高過ぎる。鋼Ｐ
は化学成分は適当であるが熱延での製造プロセス条件中
の圧延終了温度が高過ぎるため結晶粒が粗大化し強度が
低い。鋼Ｑは圧延終了温度が低過ぎるため結晶粒は細粒
化されるが強度に有効な微細なＴｉ炭窒化物が減少する
ため強度が低い。鋼Ｒは捲取り温度が高過ぎるためＴｉ
炭窒化物が粗大化し強度が低い。鋼Ｓは捲取り温度が低
過ぎるため強度が低い。
的特性を示す。表２に従来鋼の化学成分、熱延条件、機
械的特性を示す。表１から明らかなように本発明鋼にし
たがって製造した鋼板は７８０Ｎ／ｍｍ2 級の強度を有
する。これに対して比較鋼は化学成分または熱延条件が
適切でなく、所望の強度が得られない。鋼ＬはＣ量が少
な過ぎるため強度が高過ぎる。鋼ＭはＣ量が多過ぎるた
め強度が低い。鋼ＮはＴｉ量が少な過ぎるため強度が低
い。鋼ＯはＴｉ量が多過ぎるため強度が高過ぎる。鋼Ｐ
は化学成分は適当であるが熱延での製造プロセス条件中
の圧延終了温度が高過ぎるため結晶粒が粗大化し強度が
低い。鋼Ｑは圧延終了温度が低過ぎるため結晶粒は細粒
化されるが強度に有効な微細なＴｉ炭窒化物が減少する
ため強度が低い。鋼Ｒは捲取り温度が高過ぎるためＴｉ
炭窒化物が粗大化し強度が低い。鋼Ｓは捲取り温度が低
過ぎるため強度が低い。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【発明の効果】本発明により安価な７８０Ｎ／ｍｍ2 級
の高強度を有する電縫鋼管が安定して製造できるように
なった。
の高強度を有する電縫鋼管が安定して製造できるように
なった。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平６−10046（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−202711（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−89813（ＪＰ，Ａ)
特開 昭53−88620（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−1632（ＪＰ，Ａ)
特公 昭55−45614（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C21D 9/46 - 9/48
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１２〜０．２５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．０１以下、Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｔｉ：０．０４〜０．１２、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００６以下、 Ｏ ：０．００５以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を１１００〜１２５０℃に加熱後、８５０〜９５０℃の
温度範囲で圧延を終了した後、５〜３０℃／秒の冷却速
度で冷却し、５５０〜６５０℃でコイル状に捲き取るこ
とを特徴とする高強度電縫鋼管用鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．１２〜０．２５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．０１以下、Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｔｉ：０．０４〜０．１２、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００６以下、 Ｏ ：０．００５以下 に、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｂ：０．０７〜０．１、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
片を１１００〜１２５０℃に加熱後、８５０〜９５０℃
の温度範囲で圧延を終了した後、５〜３０℃／秒の冷却
速度で冷却し、５５０〜６５０℃でコイル状に捲き取る
ことを特徴とする高強度電縫鋼管用鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16881796A JP3383156B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 高強度電縫鋼管用鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16881796A JP3383156B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 高強度電縫鋼管用鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017930A JPH1017930A (ja) | 1998-01-20 |
| JP3383156B2 true JP3383156B2 (ja) | 2003-03-04 |
Family
ID=15875061
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16881796A Expired - Fee Related JP3383156B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 高強度電縫鋼管用鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3383156B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102418047B (zh) * | 2011-11-16 | 2013-07-31 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种非调质处理耐疲劳的钢板及其制造方法 |
-
1996
- 1996-06-28 JP JP16881796A patent/JP3383156B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1017930A (ja) | 1998-01-20 |
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