JPH01242718A - 低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH01242718A JPH01242718A JP6720088A JP6720088A JPH01242718A JP H01242718 A JPH01242718 A JP H01242718A JP 6720088 A JP6720088 A JP 6720088A JP 6720088 A JP6720088 A JP 6720088A JP H01242718 A JPH01242718 A JP H01242718A
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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〉
本発明は寒冷地に敷設されるパイプラインに使用される
鋼管用素材に通した高強度で高靭性を有する鋼板の製造
方法に関するものである。
鋼管用素材に通した高強度で高靭性を有する鋼板の製造
方法に関するものである。
〈従来の技術〉
近年パイプラインの敷設が極地周辺の極寒地でも大規模
に行われている。このような地域のパイプラインでは流
体輸送の効率をあげるために高圧輸送が進んでおり、こ
のためパイプ用素材に対して高強度化が要求されている
。現在使用されているパイプ用素材の引張強度は６５ｋ
ｇｆ／ｍ−以下であるが、近い将来には７０ｋｇｆ／ｄ
以上のものが使用される計画がある。ところで、このよ
うな高圧流体輸送パイプラインではその安全性確保のた
めとくに低温脆性破壊に対して高い抵抗を有していなけ
ればならず、パイプ用素材に対して厳しい低温靭性値を
確保することが要求されている。すなわち、一般にはパ
イプ用素材の脆性破壊の伝播に対する抵抗性を評価する
ためにＤＷＴＴ試験（ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ
Ｔｅ５ｔ）を行い、パイプラインの設計温度において
（例えば−３５℃）延性破面率がある値以上（例えば８
０％）であることが要求されている。
に行われている。このような地域のパイプラインでは流
体輸送の効率をあげるために高圧輸送が進んでおり、こ
のためパイプ用素材に対して高強度化が要求されている
。現在使用されているパイプ用素材の引張強度は６５ｋ
ｇｆ／ｍ−以下であるが、近い将来には７０ｋｇｆ／ｄ
以上のものが使用される計画がある。ところで、このよ
うな高圧流体輸送パイプラインではその安全性確保のた
めとくに低温脆性破壊に対して高い抵抗を有していなけ
ればならず、パイプ用素材に対して厳しい低温靭性値を
確保することが要求されている。すなわち、一般にはパ
イプ用素材の脆性破壊の伝播に対する抵抗性を評価する
ためにＤＷＴＴ試験（ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ
Ｔｅ５ｔ）を行い、パイプラインの設計温度において
（例えば−３５℃）延性破面率がある値以上（例えば８
０％）であることが要求されている。
このような強度と靭性に対する厳しい要求を満たすため
、従来パイプ用素材のほとんどはＣ０ＩＮｊｌＮｂ、
Ｖ等の合金元素を複合添加して製造されてきた。しか
しながら、これら合金元素の添加は製造コストの上昇を
招くため、大量生産を伴うラインパイプ用としてはより
安価な成分系による素材の開発が待たれていた。
、従来パイプ用素材のほとんどはＣ０ＩＮｊｌＮｂ、
Ｖ等の合金元素を複合添加して製造されてきた。しか
しながら、これら合金元素の添加は製造コストの上昇を
招くため、大量生産を伴うラインパイプ用としてはより
安価な成分系による素材の開発が待たれていた。
またＴｉ添加のパイプ用素材の製造法に関する技術は数
多く公開されているが、特開昭５８−７７５２９号や特
開昭５７−９２１２９号は、低レベルのＴｉ量のため圧
延後空冷のままではＹ Ｓ ＜５０ｋｇｆ／ｄ、 Ｔ
Ｓ ＜６０ｋｇｆ／−という程度の特性しかでていない
。
多く公開されているが、特開昭５８−７７５２９号や特
開昭５７−９２１２９号は、低レベルのＴｉ量のため圧
延後空冷のままではＹ Ｓ ＜５０ｋｇｆ／ｄ、 Ｔ
Ｓ ＜６０ｋｇｆ／−という程度の特性しかでていない
。
またＴｉ添加によるＹＳ≧５６ｋｇｆ／ｄ、 ＴＳ≧７
０ｋｇｆ／ｌＪの高強度材の製造法については特開昭５
８−１００６２４号、特開昭５８−７７５２８号、特開
昭５８−９６８１７号があるがＴｉのほかにＮｉやＮｂ
とＢを複合添加し、その上さらに圧延後加速冷却あるい
は直接焼き入れ焼き戻し処理を組み合わせたものであり
、コストの上昇は避けられなかった。また圧延後の強制
冷却は材質のバラツキを大きくし、歪の発生も伴うので
品質管理上必ずしも有利とは言えない。
０ｋｇｆ／ｌＪの高強度材の製造法については特開昭５
８−１００６２４号、特開昭５８−７７５２８号、特開
昭５８−９６８１７号があるがＴｉのほかにＮｉやＮｂ
とＢを複合添加し、その上さらに圧延後加速冷却あるい
は直接焼き入れ焼き戻し処理を組み合わせたものであり
、コストの上昇は避けられなかった。また圧延後の強制
冷却は材質のバラツキを大きくし、歪の発生も伴うので
品質管理上必ずしも有利とは言えない。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明は、降伏強さ５６ｋｇｆ／ｉ−以上、引張強さ７
０Ｉｃｇｆ／ｍｍ２以上、かつＤＷＴＴ試験における一
３５℃での延性破面率が８０％以上である低温靭性に優
れた高張力鋼板の安価にして、簡便な製造方法を提供す
るものである。
０Ｉｃｇｆ／ｍｍ２以上、かつＤＷＴＴ試験における一
３５℃での延性破面率が８０％以上である低温靭性に優
れた高張力鋼板の安価にして、簡便な製造方法を提供す
るものである。
また本発明は組成的にはＴｉ添加を主にし、工程的には
圧延後の強制冷却工程を省略した低温靭性に優れた高張
力ｍ機の安価にして、簡便な製造方法を提案するもので
ある。
圧延後の強制冷却工程を省略した低温靭性に優れた高張
力ｍ機の安価にして、簡便な製造方法を提案するもので
ある。
く課題を解決するための手段〉
本発明はＣ： ０．０８〜ｏ、 ｉｏ％、 Ｓｉ ：
０．３０〜０．５０％。
０．３０〜０．５０％。
Ｍｎ ： １．５５〜１．８５％、 Ｐ ：ｏ、ｏｏ
ｓ％以下、 Ｓ ：ｏ、ｏｏｘ％以下、 Ａｌ：
０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ： ０．００５０
％以下、 Ｔｉ ： （０，０６５＋３．４Ｎ ）〜０
．１０％、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ：ＩＩＪまたは２種
それぞれ０．００５〜０．０３％、および／またはＣａ
： ０．００１〜０．００５％を含存し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１１４５〜１１７
５℃の温度範囲に加熱し、引続き９００℃以上の温度域
で圧下量が７０％以上の圧延を行い、次いで８００℃か
らＡｒ３変態点の温度範囲で圧下量が６０％以上、さら
にＡｒ２変態点から（Ａｒ３変態点−８０℃）の温度範
囲で圧下率が５０％以上６０％以下の圧延を行い、その
後放冷することを特徴とする降伏強さ５６ｋｇｆ／ｄ以
上、引張強さ７０ｋｇ１７ｍ４以上、かつＤＷＴＴ試験
における一３５℃での延性破面率が８０％以上である低
温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法である。
ｓ％以下、 Ｓ ：ｏ、ｏｏｘ％以下、 Ａｌ：
０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ： ０．００５０
％以下、 Ｔｉ ： （０，０６５＋３．４Ｎ ）〜０
．１０％、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ：ＩＩＪまたは２種
それぞれ０．００５〜０．０３％、および／またはＣａ
： ０．００１〜０．００５％を含存し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１１４５〜１１７
５℃の温度範囲に加熱し、引続き９００℃以上の温度域
で圧下量が７０％以上の圧延を行い、次いで８００℃か
らＡｒ３変態点の温度範囲で圧下量が６０％以上、さら
にＡｒ２変態点から（Ａｒ３変態点−８０℃）の温度範
囲で圧下率が５０％以上６０％以下の圧延を行い、その
後放冷することを特徴とする降伏強さ５６ｋｇｆ／ｄ以
上、引張強さ７０ｋｇ１７ｍ４以上、かつＤＷＴＴ試験
における一３５℃での延性破面率が８０％以上である低
温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法である。
く作 用〉
本発明の主な特徴はＰ、Ｓ含有量を下げて、Ｔｉを多量
添加した鋼片を１１４５〜１１７５℃の狭い温度範囲に
加熱し、オーステナイト粒の再結晶域での圧延の後に８
００℃以下の未再結晶域、次いでオーステナイトとフェ
ライトの二相域でそれぞれ十分な圧下を加えた後放冷す
ることにより、降伏応力が５６ ｋｇ ｆ／ｍｍ２以上
、引張応力が７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でしかも一３５℃
でのＤ Ｗ Ｔ Ｔ試験での延性破面率が８０％以上の
綱板を製造することにある。
添加した鋼片を１１４５〜１１７５℃の狭い温度範囲に
加熱し、オーステナイト粒の再結晶域での圧延の後に８
００℃以下の未再結晶域、次いでオーステナイトとフェ
ライトの二相域でそれぞれ十分な圧下を加えた後放冷す
ることにより、降伏応力が５６ ｋｇ ｆ／ｍｍ２以上
、引張応力が７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でしかも一３５℃
でのＤ Ｗ Ｔ Ｔ試験での延性破面率が８０％以上の
綱板を製造することにある。
加熱温度を１１４５〜１１７５”Ｃに限定した理由は、
加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の細
粒化をはかるためと、ＴｉＣを完全に固溶せしめて強度
に及ぼす固７９ Ｔ ｉの効果を十分に活用するためで
ある。加熱温度が１１７５℃を超えるとオーステナイト
粒の粗大化が進んで、冷却後の組織も粗大化するため鋼
の靭性が劣化し、−３５℃でのＤＷＴＴ試験において延
性破面率８０％を達成することができない、一方加熱温
度が１１４５℃未満ではＴｉＣを完全に固溶することが
できず、固ｔｌＪ Ｔ ｉ Ｗｋが不足して冷却後に十
分な強度を得ることができない。
加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の細
粒化をはかるためと、ＴｉＣを完全に固溶せしめて強度
に及ぼす固７９ Ｔ ｉの効果を十分に活用するためで
ある。加熱温度が１１７５℃を超えるとオーステナイト
粒の粗大化が進んで、冷却後の組織も粗大化するため鋼
の靭性が劣化し、−３５℃でのＤＷＴＴ試験において延
性破面率８０％を達成することができない、一方加熱温
度が１１４５℃未満ではＴｉＣを完全に固溶することが
できず、固ｔｌＪ Ｔ ｉ Ｗｋが不足して冷却後に十
分な強度を得ることができない。
これは加熱中に固溶したＴｉが圧延中に析出して引張強
度の上昇をもたらすためで後述するような成分系では加
熱温度を１１４５℃以上にする必要がある。
度の上昇をもたらすためで後述するような成分系では加
熱温度を１１４５℃以上にする必要がある。
その後の熱間圧延では強度と靭性を得るために、まず最
初にオーステナイトの再結晶域で十分な圧延を行う必要
があり、９００℃以上での圧下量を７０％以上とする。
初にオーステナイトの再結晶域で十分な圧延を行う必要
があり、９００℃以上での圧下量を７０％以上とする。
しかしこれだけでは良好な強度と靭性を得ることができ
ないのでさらに８００℃以下Ａｒｓ以上の未再結晶温度
域での圧下量を６０％以上とし、次いでＡｒｚ変態点と
（Ａｒ３変態点−８０℃）の間の二相域での圧下量を５
０〜６０％とする必要がある。
ないのでさらに８００℃以下Ａｒｓ以上の未再結晶温度
域での圧下量を６０％以上とし、次いでＡｒｚ変態点と
（Ａｒ３変態点−８０℃）の間の二相域での圧下量を５
０〜６０％とする必要がある。
前者は未再結晶温度域での十分な圧延を加えることによ
って細粒オーステナイト粒を展伸化しその中に変形帯を
多数導入し、冷却後に生じる変態組織を微細化するため
であり、圧下量が６０％未満であるとその効果は小さい
、また後者は変態で生成したフェライトに加工を加える
ことによって強度の上昇を得るとともに、鋼板の表面に
平行な面（２面）に（１００）面の集合組織の形成を促
進させるためのものである。２面に形成された集合組織
はＤＷＴＴ試験片において２面に沿った割れ（セパレー
ション）を多数発生させ、仮Ｊ、！方向の応力を解放し
て、延性破面率を増加させる作用をする。
って細粒オーステナイト粒を展伸化しその中に変形帯を
多数導入し、冷却後に生じる変態組織を微細化するため
であり、圧下量が６０％未満であるとその効果は小さい
、また後者は変態で生成したフェライトに加工を加える
ことによって強度の上昇を得るとともに、鋼板の表面に
平行な面（２面）に（１００）面の集合組織の形成を促
進させるためのものである。２面に形成された集合組織
はＤＷＴＴ試験片において２面に沿った割れ（セパレー
ション）を多数発生させ、仮Ｊ、！方向の応力を解放し
て、延性破面率を増加させる作用をする。
二相域での圧下量が５０％未満であればそ丸らの効果は
十分でない。しかし、二相域での圧下量が６０％を超え
たり圧延仕上げ温度が（Ａｒｔ８０”Ｃ）以下の場合に
はフェライト加工による靭性の劣化が大きくなる。
十分でない。しかし、二相域での圧下量が６０％を超え
たり圧延仕上げ温度が（Ａｒｔ８０”Ｃ）以下の場合に
はフェライト加工による靭性の劣化が大きくなる。
また圧延後の放冷は冷却後の変態組織においてベイナイ
トの生成を極力抑え、靭性の良好なフェライト＋ベイナ
イト組織にするためのものである。
トの生成を極力抑え、靭性の良好なフェライト＋ベイナ
イト組織にするためのものである。
次に各成分の限定理由について述べる。
Ｃは強度確保のため０．０８％以上必要であるが０．１
０％を超えるとベイナイトあるいはマルテンサイトの生
成を助長し靭性劣化を招くので０．１０以下に限定され
る。
０％を超えるとベイナイトあるいはマルテンサイトの生
成を助長し靭性劣化を招くので０．１０以下に限定され
る。
Ｓｔは脱酸上鋼に必然的に含まれ、強度上昇にも有効な
ので０．３０％以上の添加が必要であるが、多すぎると
溶接性およびＨＡｌ靭性を低下させるため０．５０％以
下に限定される。
ので０．３０％以上の添加が必要であるが、多すぎると
溶接性およびＨＡｌ靭性を低下させるため０．５０％以
下に限定される。
Ｍｎは強度と靭性を確保するため１．５５％以上必要で
あるが１．８５％を超えるとベイナイトあるいはマルテ
ンサイトが生成し易くなり靭性が低下するので１．８５
％以下に限定される。
あるが１．８５％を超えるとベイナイトあるいはマルテ
ンサイトが生成し易くなり靭性が低下するので１．８５
％以下に限定される。
Ｐは靭性を劣化させるので０．００８％以下とした。
Ｓは主として介在物として鋼中に存在し靭性を著しく劣
化させるので０．００１％以下に抑える必要がある。
化させるので０．００１％以下に抑える必要がある。
Ｍは肪酸上必然的に含有される元素であるが０．０１０
％未満では脱酸が不十分であり、かつまた細粒効果も十
分でなく母材靭性が確保できないので０．０１０％以上
とし、また多すぎると酸化物系介在物が増加し、靭性の
バラツキを生じたり、一方では溶接部の靭性低下をも招
くので０．０６０％以下に限定される。
％未満では脱酸が不十分であり、かつまた細粒効果も十
分でなく母材靭性が確保できないので０．０１０％以上
とし、また多すぎると酸化物系介在物が増加し、靭性の
バラツキを生じたり、一方では溶接部の靭性低下をも招
くので０．０６０％以下に限定される。
Ｎは多すぎると靭性に悪影響を与えるので、０．００５
０％以下に限定される。
０％以下に限定される。
Ｔｉについては強度を確保し、未再結晶域での圧延をよ
り効果的に行うために１１４５〜１１７５℃の加熱時に
おいて０．０６５％以上固溶させる必要がある。
り効果的に行うために１１４５〜１１７５℃の加熱時に
おいて０．０６５％以上固溶させる必要がある。
Ｔｉは溶解−凝固の過程でＮと−早く結びつき高温度域
で安定なＴｉＮとなる。したがって、予め鋼中に含有す
べきＴｉｉはＴｉＮとなる分を考慮して Ｔｉ≧０．０
６５ ＋ ３．４Ｎ （％） にする必要がある。
で安定なＴｉＮとなる。したがって、予め鋼中に含有す
べきＴｉｉはＴｉＮとなる分を考慮して Ｔｉ≧０．０
６５ ＋ ３．４Ｎ （％） にする必要がある。
またＴｉが多すぎると圧延中に析出するＴｉ析出物が粗
大化して靭性劣化を招くので０．１％以下に限定される
。
大化して靭性劣化を招くので０．１％以下に限定される
。
次ニ必要ニ応Ｂ でサラニＮｂ ： ０．００５〜０
．０３０％。
．０３０％。
ｖ ： ｏ、ｏｏｓ〜０．０３０％のいずれか、ある
いは両者を含有できる。 ＪｉｂとＶは圧延組織の細粒
化と析出硬化のために含有させるもので強度、靭性を共
に向上させ、製造可能な板厚の範囲を拡大させるが、と
もに０．０３０％を超えて添加すると母材の靭性を低下
させ、またｏ、ｏｏｓ％未溝の添加ではその効果がきわ
めて少ない。したがってその添加範囲はそれぞれｏ、ｏ
ｏｓ〜０．０３０％に限定される。
いは両者を含有できる。 ＪｉｂとＶは圧延組織の細粒
化と析出硬化のために含有させるもので強度、靭性を共
に向上させ、製造可能な板厚の範囲を拡大させるが、と
もに０．０３０％を超えて添加すると母材の靭性を低下
させ、またｏ、ｏｏｓ％未溝の添加ではその効果がきわ
めて少ない。したがってその添加範囲はそれぞれｏ、ｏ
ｏｓ〜０．０３０％に限定される。
また必要に応じてＣａを０．００１０〜０．００５０％
の範囲で含有できる。 Ｃａは介在物を球状化させ、靭
性の向上をもたらすが、０．００１０％未満では効果な
く、また０、００５０％を超えると大型介在物を形成し
靭性劣化を引き起こすので下限は０．００１０％、上限
はｏ、ｏｏｓｏ％に限定される。
の範囲で含有できる。 Ｃａは介在物を球状化させ、靭
性の向上をもたらすが、０．００１０％未満では効果な
く、また０、００５０％を超えると大型介在物を形成し
靭性劣化を引き起こすので下限は０．００１０％、上限
はｏ、ｏｏｓｏ％に限定される。
〈実施例〉
転炉一連鋳工程で製造した第１表に示す化学成分の鋳片
を用い、第２表に示す条件で加熱、圧延し、圧延後空冷
により板厚１５胴の鋼板を製造した。
を用い、第２表に示す条件で加熱、圧延し、圧延後空冷
により板厚１５胴の鋼板を製造した。
第２表に強度と靭性を併せて示す、比較例のＮα７は加
熱温度が低いためＴＳが７０ｋｇｆ／ｍｊ未満である。
熱温度が低いためＴＳが７０ｋｇｆ／ｍｊ未満である。
ぬ８は加熱温度が高すぎてＤＷＴＴ試験において一３５
℃での延性破面率５Ａ（−３５℃）が８０％未満である
。
℃での延性破面率５Ａ（−３５℃）が８０％未満である
。
−９は未再結晶域と二相域での圧下量が不足なタメＴＳ
カフ０ｋｇｆ／−未満で、ＤＷＴＴ試験テノ５Ａ（−３
５℃）が８０％未満である。
カフ０ｋｇｆ／−未満で、ＤＷＴＴ試験テノ５Ａ（−３
５℃）が８０％未満である。
１！１１０は加熱時での固溶Ｔｉｌが不足なためＴＳが
７０ｋｇＦ／−未満である。
７０ｋｇＦ／−未満である。
Ｎｃｔｌｌは９００℃以上の、圧下量が不足なためＤＷ
ＴＴ試験での５Ａ（−３５℃）が８０％未満である。
ＴＴ試験での５Ａ（−３５℃）が８０％未満である。
Ｎα１２は二相領域の圧下量が過大で９００℃以上の圧
下量が不足なためＤＷＴＴＩ験での５Ａ（−３５’ｃ
＞が８０％未満である。
下量が不足なためＤＷＴＴＩ験での５Ａ（−３５’ｃ
＞が８０％未満である。
Ｎ１１１３．１４および１５はそれぞれ固溶Ｔｉｆｉ、
Ｐおよびｓｌが過剰であるためいずれもＤＷＴＴ試験で
）ＳＡ（−３５℃）が８０％未満である。
Ｐおよびｓｌが過剰であるためいずれもＤＷＴＴ試験で
）ＳＡ（−３５℃）が８０％未満である。
〈発明の効果〉
本発明によれば低温靭性に優れた高張力ｉｌｌＳｔ−Ｍ
ｎｔ！ＲにＴｉを添加しただけの低合金成分で便ストで
つくることができる。しかも圧延後はりでよいため、加
速冷却および焼入れ焼戻しのたの装置も不要であり、材
質のバラツキや鋼板Ｃ発生も少なく品質管理上も有利で
ある。
ｎｔ！ＲにＴｉを添加しただけの低合金成分で便ストで
つくることができる。しかも圧延後はりでよいため、加
速冷却および焼入れ焼戻しのたの装置も不要であり、材
質のバラツキや鋼板Ｃ発生も少なく品質管理上も有利で
ある。
特許出願人 川崎製鉄株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０８〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０〜０．
５０％、Ｍｎ：１．５５〜１．８５％、Ｐ：０．００８
％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１０〜０
．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、 Ｔｉ：（０．０６５＋３．４Ｎ）〜０．１０％を含有し
、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１１４
５〜１１７５℃の温度範囲に加熱し、引続き９００℃以
上の温度域で圧下量が７０％以上の圧延を行い、次いで
８００℃からＡｒ＿３変態点の温度範囲で圧下量が６０
％以上、さらにＡｒ＿３変態点から（Ａｒ＿３変態点−
８０℃）の温度範囲で圧下率が５０％以上６０％以下の
圧延を行い、その後放冷することを特徴とする降伏強さ
５６ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、引張強さ７０ｋｇｆ／ｍｍ
＾２以上、かつＤＷＴＴ試験における−３５℃での延性
破面率が８０％以上である低温靭性に優れた高張力鋼板
の製造方法。 ２、Ｃ：０．０８〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０〜０．
５０％、Ｍｎ：１．５５〜１．８５％、Ｐ：０．００８
％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１０〜０
．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、 Ｔｉ：（０．０６５＋３．４Ｎ）〜０．１０％、Ｎｂ、
Ｖ：１種または２種それぞれ０．００５〜０．０３％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片
を１１４５〜１１７５℃の温度範囲に加熱し、引続き９
００℃以上の温度域で圧下量が７０％以上の圧延を行い
、次いで８００℃からＡｒ＿３変態点の温度範囲で圧下
量が６０％以上、さらにＡｒ＿３変態点から（Ａｒ＿３
変態点−８０℃）の温度範囲で圧下率が５０％以上６０
％以下の圧延を行い、その後放冷することを特徴とする
降伏強さ５６ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、引張強さ７０ｋｇ
ｆ／ｍｍ＾２以上、かつＤＷＴＴ試験における−３５℃
での延性破面率が８０％以上である低温靭性に優れた高
張力鋼板の製造方法。 ３、Ｃ：０．０８〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０〜０．
５０％、Ｍｎ：１．５５〜１．８５％、Ｐ：０．００８
％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１０〜０
．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、 Ｔｉ：（０．０６５＋３．４Ｎ）〜０．１０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片
を１１４５〜１１７５℃の温度範囲に加熱し、引続き９
００℃以上の温度域で圧下量が７０％以上の圧延を行い
、次いで８００℃からＡｒ＿３変態点の温度範囲で圧下
量が６０％以上、さらにＡｒ＿３変態点から（Ａｒ＿３
変態点−８０℃）の温度範囲で圧下率が５０％以上６０
％以下の圧延を行い、その後放冷することを特徴とする
降伏強さ５６ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、引張強さ７０ｋｇ
ｆ／ｍｍ＾２以上、かつＤＷＴＴ試験における−３５℃
での延性破面率が８０％以上である低温靭性に優れた高
張力鋼板の製造方法。 ４、Ｃ：０．０８〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０〜０．
５０％、Ｍｎ：１．５５〜１．８５％、Ｐ：０．００８
％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１０〜０
．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、 Ｔｉ：（０．０６５＋３．４Ｎ）〜０．１０％、Ｎｂ、
Ｖ：１種または２種それぞれ０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼片を１１４５〜１１７５
℃の温度範囲に加熱し、引続き９００℃以上の温度域で
圧下量が７０％以上の圧延を行い、次いで８００℃から
Ａｒ＿３変態点の温度範囲で圧下量が６０％以上、さら
にＡｒ＿３変態点から（Ａｒ＿３変態点−８０℃）の温
度範囲で圧下率が５０％以上６０％以下の圧延を行い、
その後放冷することを特徴とする降伏強さ５６ｋｇｆ／
ｍｍ＾２以上、引張強さ７０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、か
つＤＷＴＴ試験における−３５℃での延性破面率が８０
％以上である低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6720088A JPH01242718A (ja) | 1988-03-23 | 1988-03-23 | 低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6720088A JPH01242718A (ja) | 1988-03-23 | 1988-03-23 | 低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01242718A true JPH01242718A (ja) | 1989-09-27 |
Family
ID=13338026
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6720088A Pending JPH01242718A (ja) | 1988-03-23 | 1988-03-23 | 低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01242718A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100815717B1 (ko) * | 2006-11-02 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
| CN103447295A (zh) * | 2013-08-14 | 2013-12-18 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种低合金结构钢热轧钢板的制造方法 |
-
1988
- 1988-03-23 JP JP6720088A patent/JPH01242718A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100815717B1 (ko) * | 2006-11-02 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
| CN103447295A (zh) * | 2013-08-14 | 2013-12-18 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种低合金结构钢热轧钢板的制造方法 |
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