JPH07316650A - 低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH07316650A JPH07316650A JP13265694A JP13265694A JPH07316650A JP H07316650 A JPH07316650 A JP H07316650A JP 13265694 A JP13265694 A JP 13265694A JP 13265694 A JP13265694 A JP 13265694A JP H07316650 A JPH07316650 A JP H07316650A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ラインパイプに使用される電縫鋼管あるいは
スパイラル鋼管等の素材として用いられる低降伏比高強
度熱延鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｃ
ｒ，Ｖ，Ｔｉを特定した鋼において、連続鋳造スラブを
１１５０℃以上に加熱した後、９５０℃以上の温度範囲
で８０％以上の累積圧下率で粗圧延し、次いで６５％以
下の累積圧下率で８００〜９００℃の温度範囲で仕上圧
延を終了し、４５０〜６００℃の温度範囲で巻き取る制
御圧延を実施する。
スパイラル鋼管等の素材として用いられる低降伏比高強
度熱延鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｃ
ｒ，Ｖ，Ｔｉを特定した鋼において、連続鋳造スラブを
１１５０℃以上に加熱した後、９５０℃以上の温度範囲
で８０％以上の累積圧下率で粗圧延し、次いで６５％以
下の累積圧下率で８００〜９００℃の温度範囲で仕上圧
延を終了し、４５０〜６００℃の温度範囲で巻き取る制
御圧延を実施する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は低降伏比の高強度熱延鋼
板の製造方法に係り、特にラインパイプに使用される電
縫鋼管あるいはスパイラル鋼管等の素材として用いられ
る熱延鋼板の製造方法に関する。
板の製造方法に係り、特にラインパイプに使用される電
縫鋼管あるいはスパイラル鋼管等の素材として用いられ
る熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、ラインパイプ用鋼板では高強度化
が著しく、それに伴って、降伏応力の増加によって造管
が難しくなり、さらにスプリングバツク、座屈等の問題
から降伏比の高い高強度鋼では造管時の精度を確保する
のが困難になってきている。さらに、海底ラインパイプ
の施設が増加しており、降伏比の高いパイプでは施設時
に生ずる応力によって座屈する可能性が生じている。こ
のような動向から、低降伏比を有する高強度熱延鋼板の
開発が望まれている。しかしながら、従来のラインパイ
プ用鋼では強度とともに低温靭性が必要な場合が多く、
Ｎｂ，Ｖ等を添加した鋼の制御圧延法により製造されて
いる。かかる鋼板では降伏比（ＹＳ／ＴＳ）は０．９以
上であり、高強度になるほど降伏比はさらに上昇し、上
記要求には対応できないという問題がある。
が著しく、それに伴って、降伏応力の増加によって造管
が難しくなり、さらにスプリングバツク、座屈等の問題
から降伏比の高い高強度鋼では造管時の精度を確保する
のが困難になってきている。さらに、海底ラインパイプ
の施設が増加しており、降伏比の高いパイプでは施設時
に生ずる応力によって座屈する可能性が生じている。こ
のような動向から、低降伏比を有する高強度熱延鋼板の
開発が望まれている。しかしながら、従来のラインパイ
プ用鋼では強度とともに低温靭性が必要な場合が多く、
Ｎｂ，Ｖ等を添加した鋼の制御圧延法により製造されて
いる。かかる鋼板では降伏比（ＹＳ／ＴＳ）は０．９以
上であり、高強度になるほど降伏比はさらに上昇し、上
記要求には対応できないという問題がある。
【０００３】低降伏比化の方法としては母相（フエライ
ト）の軟質化と第２相の強化が考えられている。前者の
方法としては結晶粒の粗大化、Ｎｂ、Ｖ等による析出強
化の抑制が考えられるが、強度の低下および靭性の劣化
の問題がある。後者の方法としてはＭｏ等の合金元素の
添加による低温変態相の増加が考えられるが、高価とな
る問題がある。また、厚鋼板では後者の方法による種々
の低降伏比化の検討がなされており、例えば特開昭５９
−２１１５３３号公報によれば熱間圧延後、（α＋γ）
２相域温度に再加熱し、ついでフエライトとマルテンサ
イトとの複合組織にすることによって低降伏比鋼を得る
方法が開示されている。また、特開平５−１２５４８３
号公報によれば１０００〜１２５０℃に加熱後、９００
℃以下の累積圧下率が３０％以上で圧延を行ない、Ａｒ
3以上の温度から５００〜７００℃の温度範囲を５℃／
秒以上で冷却し、その後空冷することにより低降伏比鋼
を得る方法が開示されている。しかしながら、いずれの
方法も厚鋼板プロセスで可能な方法であり、熱延鋼板で
は設備上不可能な方法である。
ト）の軟質化と第２相の強化が考えられている。前者の
方法としては結晶粒の粗大化、Ｎｂ、Ｖ等による析出強
化の抑制が考えられるが、強度の低下および靭性の劣化
の問題がある。後者の方法としてはＭｏ等の合金元素の
添加による低温変態相の増加が考えられるが、高価とな
る問題がある。また、厚鋼板では後者の方法による種々
の低降伏比化の検討がなされており、例えば特開昭５９
−２１１５３３号公報によれば熱間圧延後、（α＋γ）
２相域温度に再加熱し、ついでフエライトとマルテンサ
イトとの複合組織にすることによって低降伏比鋼を得る
方法が開示されている。また、特開平５−１２５４８３
号公報によれば１０００〜１２５０℃に加熱後、９００
℃以下の累積圧下率が３０％以上で圧延を行ない、Ａｒ
3以上の温度から５００〜７００℃の温度範囲を５℃／
秒以上で冷却し、その後空冷することにより低降伏比鋼
を得る方法が開示されている。しかしながら、いずれの
方法も厚鋼板プロセスで可能な方法であり、熱延鋼板で
は設備上不可能な方法である。
【０００４】熱延鋼帯を低降伏比化する方法としては、
特公昭６０−７００６号公報および特公昭６０−７００
７号公報において熱間圧延を７００〜８２０℃で終了
し、その後巻取りまでの平均冷却速度を５℃／秒として
所定の温度で巻取る方法が提案されている。しかしなが
ら、これらはＣ≧０．２重量％の高炭素鋼を素材として
低降伏比を達成しているものであり、靭性の劣化、溶接
性の劣化は避けられらない。
特公昭６０−７００６号公報および特公昭６０−７００
７号公報において熱間圧延を７００〜８２０℃で終了
し、その後巻取りまでの平均冷却速度を５℃／秒として
所定の温度で巻取る方法が提案されている。しかしなが
ら、これらはＣ≧０．２重量％の高炭素鋼を素材として
低降伏比を達成しているものであり、靭性の劣化、溶接
性の劣化は避けられらない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記の如く熱延鋼板
で、低降伏比で高強度を求めることは、二律背反的で極
めて困難なる状況であるが、本発明の目的とするところ
は、低温靭性を確保しつつ、低降伏比を有し、しかも高
強度の熱延鋼板を製造する効果的な方法を提供するにあ
る。
で、低降伏比で高強度を求めることは、二律背反的で極
めて困難なる状況であるが、本発明の目的とするところ
は、低温靭性を確保しつつ、低降伏比を有し、しかも高
強度の熱延鋼板を製造する効果的な方法を提供するにあ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記本発明の目的を達成
するため、本発明者らは鋭意実験、検討を重ねた結果、
中炭素鋼を素材として、再結晶温度以上での粗圧延を高
圧下率としてオ−ステナイト粒を微細化し、未再結晶域
の仕上圧延を低圧下率として圧延歪の蓄積を回避するこ
とにより、低温靭性を劣化させることなく、低降伏比を
達成できることを見い出し、本発明を完成することがで
きた。本発明の要旨とするところは次の如くである。す
なわち、 「（１）重量比にて Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．６〜１．８％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ を含有し、残部がＦｅのほか不可避的不純物より成る連
続鋳造スラブを１１５０℃以上に加熱する段階と、前記
加熱スラブを熱間圧延するに際し９５０℃以上の温度範
囲で８０％以上の累積圧下率で粗圧延する段階と、前記
粗圧延材を引続き６５％以下の累積圧下率で８００〜９
００℃の温度範囲で仕上圧延を終了する段階と、前記仕
上圧延材をそのまま冷却し４５０〜６００℃の温度範囲
で巻き取る段階と、を有して成ることを特徴とする低降
伏比高強度熱延鋼板の製造方法。 （２）重量比にて Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．６〜１．８％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ を含有し、更に、 Ｃｒ：０．０１〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部が
Ｆｅのほか不可避的不純物より成る連続鋳造スラブを
（１）と同一の制御圧延方法によって圧延することを特
徴とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。」であ
る。しかして本発明の目標とする降伏比は０．８５以
下、好ましくは０．８３以下であり、低温靭性はｖＴｒ
ｓにて−５０℃以下である。
するため、本発明者らは鋭意実験、検討を重ねた結果、
中炭素鋼を素材として、再結晶温度以上での粗圧延を高
圧下率としてオ−ステナイト粒を微細化し、未再結晶域
の仕上圧延を低圧下率として圧延歪の蓄積を回避するこ
とにより、低温靭性を劣化させることなく、低降伏比を
達成できることを見い出し、本発明を完成することがで
きた。本発明の要旨とするところは次の如くである。す
なわち、 「（１）重量比にて Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．６〜１．８％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ を含有し、残部がＦｅのほか不可避的不純物より成る連
続鋳造スラブを１１５０℃以上に加熱する段階と、前記
加熱スラブを熱間圧延するに際し９５０℃以上の温度範
囲で８０％以上の累積圧下率で粗圧延する段階と、前記
粗圧延材を引続き６５％以下の累積圧下率で８００〜９
００℃の温度範囲で仕上圧延を終了する段階と、前記仕
上圧延材をそのまま冷却し４５０〜６００℃の温度範囲
で巻き取る段階と、を有して成ることを特徴とする低降
伏比高強度熱延鋼板の製造方法。 （２）重量比にて Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．６〜１．８％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ を含有し、更に、 Ｃｒ：０．０１〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部が
Ｆｅのほか不可避的不純物より成る連続鋳造スラブを
（１）と同一の制御圧延方法によって圧延することを特
徴とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。」であ
る。しかして本発明の目標とする降伏比は０．８５以
下、好ましくは０．８３以下であり、低温靭性はｖＴｒ
ｓにて−５０℃以下である。
【０００７】本発明の構成について、以下詳細説明す
る。先ず本発明において製造する連続鋳造スラブの成分
の限定理由について説明する。 Ｃ：Ｃは必要な強度を得るために最も安価な元素であ
り、しかも本発明の目的とする低降伏比を得る上におい
て重要な元素である。しかしＣが０．０８重量％未満で
は目的とする低降伏比を得ることができない。一方、
０．２重量％を越えると、靭性および鋼管製造時の溶接
性が低下する。したがってＣは０．０８〜０．２０重量
％の範囲とした。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１重量
％未満では脱酸効果がなく、一方、０．５０重量％を越
えると鋼の靭性を劣化させるので０．０１〜０．５０重
量％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度の向上に有効な元素であり、この目的
のためには０．６０重量％以上の添加が必要である。一
方、１．８重量％を越えると焼入れ性が著しく高くなっ
て溶接性が劣化し、製造コストも上昇する。したがっ
て、Ｍｎは０．６〜１．８重量％とした。 Ｐ：Ｐは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であ
り、０．０２５重量％を越えると低温靭性を著しく劣化
させるので上限を０．０２５重量％とした。 Ｓ：ＳはＰと同様に不可避的不純物として鋼中に含まれ
る元素であるが、０．０１０重量％を越えると圧延方向
に対して直角方向の衝撃吸収エネルギ−を著しく低下さ
せるので上限を０．０１０重量％とした。 Ａｌ：Ａｌは脱酸に極めて有効な元素であるが、０．０
１重量％以下ではその効果は得られず、一方、０．１０
重量％を越えると結晶粒の粗大化および介在物による内
部欠陥をもたらすほか、鋼管溶接部の超音波探傷による
不良を多発する。したがって、Ａｌは０．０１〜０．１
０重量％の範囲とした。 Ｎｂ：Ｎｂは炭化物を形成してそれによる析出強化によ
り、強度を上昇させる有効な元素である。しかし０．０
１重量％未満ではその効果が得られず、一方、０．１０
重量％を越えると引張強さの上昇割合と比較して降伏点
の上昇割合が著しく増大し、本発明の目的とする低降伏
比の材質特性を得ることが困難となる。したがって、Ｎ
ｂは０．０１〜０．１０重量％の範囲とした。
る。先ず本発明において製造する連続鋳造スラブの成分
の限定理由について説明する。 Ｃ：Ｃは必要な強度を得るために最も安価な元素であ
り、しかも本発明の目的とする低降伏比を得る上におい
て重要な元素である。しかしＣが０．０８重量％未満で
は目的とする低降伏比を得ることができない。一方、
０．２重量％を越えると、靭性および鋼管製造時の溶接
性が低下する。したがってＣは０．０８〜０．２０重量
％の範囲とした。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１重量
％未満では脱酸効果がなく、一方、０．５０重量％を越
えると鋼の靭性を劣化させるので０．０１〜０．５０重
量％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度の向上に有効な元素であり、この目的
のためには０．６０重量％以上の添加が必要である。一
方、１．８重量％を越えると焼入れ性が著しく高くなっ
て溶接性が劣化し、製造コストも上昇する。したがっ
て、Ｍｎは０．６〜１．８重量％とした。 Ｐ：Ｐは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であ
り、０．０２５重量％を越えると低温靭性を著しく劣化
させるので上限を０．０２５重量％とした。 Ｓ：ＳはＰと同様に不可避的不純物として鋼中に含まれ
る元素であるが、０．０１０重量％を越えると圧延方向
に対して直角方向の衝撃吸収エネルギ−を著しく低下さ
せるので上限を０．０１０重量％とした。 Ａｌ：Ａｌは脱酸に極めて有効な元素であるが、０．０
１重量％以下ではその効果は得られず、一方、０．１０
重量％を越えると結晶粒の粗大化および介在物による内
部欠陥をもたらすほか、鋼管溶接部の超音波探傷による
不良を多発する。したがって、Ａｌは０．０１〜０．１
０重量％の範囲とした。 Ｎｂ：Ｎｂは炭化物を形成してそれによる析出強化によ
り、強度を上昇させる有効な元素である。しかし０．０
１重量％未満ではその効果が得られず、一方、０．１０
重量％を越えると引張強さの上昇割合と比較して降伏点
の上昇割合が著しく増大し、本発明の目的とする低降伏
比の材質特性を得ることが困難となる。したがって、Ｎ
ｂは０．０１〜０．１０重量％の範囲とした。
【０００８】上記限定組成を本発明で用いる鋼の基本組
成とするが、必要により次の限定量のＣｒ、Ｖ、Ｔｉの
うちより選ばれた１種または２種以上の元素を添加して
もよい。これら選択添加元素の限定理由は次のとおりで
ある。 Ｃｒ：Ｃｒは（α＋γ）２相域の第２相を増加させ、強
度上昇に有効な元素であり、強度を高めるために添加さ
れることがあるが、０．０１重量％未満ではその効果は
ほとんどなく、一方、０．５０重量％を越えると低温靭
性を著しく劣化させる。したがって、Ｃｒは０．０１〜
０．５０重量％の範囲とした。 Ｖ：ＶはＮｂと同様にその析出強化作用により強度向上
に有効な元素として添加されることがあるが、０．０１
重量％未満ではその効果がほとんどなく、０．１０重量
％を越えると低温靭性を劣化させる。したがって、Ｖは
０．０１〜０．１０重量％の範囲とした。 Ｔｉ：Ｔｉは結晶粒の微細化および強度上昇の目的で添
加されることがあるが、０．００５重量％未満ではその
効果がほとんどなく、一方、０．１０重量％を越えると
鋼の表面欠陥が多発するほか、溶接性が劣化する。した
がって、Ｔｉは０．００５〜０．１０重量％の範囲とし
た。
成とするが、必要により次の限定量のＣｒ、Ｖ、Ｔｉの
うちより選ばれた１種または２種以上の元素を添加して
もよい。これら選択添加元素の限定理由は次のとおりで
ある。 Ｃｒ：Ｃｒは（α＋γ）２相域の第２相を増加させ、強
度上昇に有効な元素であり、強度を高めるために添加さ
れることがあるが、０．０１重量％未満ではその効果は
ほとんどなく、一方、０．５０重量％を越えると低温靭
性を著しく劣化させる。したがって、Ｃｒは０．０１〜
０．５０重量％の範囲とした。 Ｖ：ＶはＮｂと同様にその析出強化作用により強度向上
に有効な元素として添加されることがあるが、０．０１
重量％未満ではその効果がほとんどなく、０．１０重量
％を越えると低温靭性を劣化させる。したがって、Ｖは
０．０１〜０．１０重量％の範囲とした。 Ｔｉ：Ｔｉは結晶粒の微細化および強度上昇の目的で添
加されることがあるが、０．００５重量％未満ではその
効果がほとんどなく、一方、０．１０重量％を越えると
鋼の表面欠陥が多発するほか、溶接性が劣化する。した
がって、Ｔｉは０．００５〜０．１０重量％の範囲とし
た。
【０００９】上記組成の連続鋳造スラブの熱間圧延時の
限定条件の限定理由について説明する。先ずスラブ加熱
温度については強度確保のためにＮｂ、Ｖ、Ｔｉの炭窒
化物の固溶に必要な温度以上とする。その温度は成分含
有量によって異なるが、あまり低下すると粗圧延の負荷
が増大するため１１５０℃を下限とする。上限は特に限
定しないが、低温ほど低温靭性の向上には有利であるの
で余り高温は好ましくない。熱間圧延における粗圧延お
よび仕上圧延の圧下率と温度の制御が本発明の重要な技
術である。粗圧延は粗圧延温度が９５０℃以上の範囲で
累積圧下率８０％以上となるように行なう。粗圧延温度
と圧下率はオ−ステナイト粒の再結晶を促進し、オ−ス
テナイト粒を微細化し、ひいてはフエライト粒を微細化
して低温靭性を確保するために必要な要件である。圧延
温度が９５０℃未満では、再結晶が遅延し、オ−ステナ
イトの細粒化が生じず、低温靭性が劣化するため、粗圧
延温度の下限を９５０℃とした。また、図１に示すよう
に粗圧延の累積圧下率が低下するとオ−ステナイトの細
粒化が進まず、低温靭性が劣化するため粗圧延の累積圧
下率の下限を８０％とした。圧下率の上限は特に限定し
ないが大きいほど好ましい。しかし上限は粗圧延機の能
力により制限されるものである。
限定条件の限定理由について説明する。先ずスラブ加熱
温度については強度確保のためにＮｂ、Ｖ、Ｔｉの炭窒
化物の固溶に必要な温度以上とする。その温度は成分含
有量によって異なるが、あまり低下すると粗圧延の負荷
が増大するため１１５０℃を下限とする。上限は特に限
定しないが、低温ほど低温靭性の向上には有利であるの
で余り高温は好ましくない。熱間圧延における粗圧延お
よび仕上圧延の圧下率と温度の制御が本発明の重要な技
術である。粗圧延は粗圧延温度が９５０℃以上の範囲で
累積圧下率８０％以上となるように行なう。粗圧延温度
と圧下率はオ−ステナイト粒の再結晶を促進し、オ−ス
テナイト粒を微細化し、ひいてはフエライト粒を微細化
して低温靭性を確保するために必要な要件である。圧延
温度が９５０℃未満では、再結晶が遅延し、オ−ステナ
イトの細粒化が生じず、低温靭性が劣化するため、粗圧
延温度の下限を９５０℃とした。また、図１に示すよう
に粗圧延の累積圧下率が低下するとオ−ステナイトの細
粒化が進まず、低温靭性が劣化するため粗圧延の累積圧
下率の下限を８０％とした。圧下率の上限は特に限定し
ないが大きいほど好ましい。しかし上限は粗圧延機の能
力により制限されるものである。
【００１０】次に仕上圧延については、仕上圧延温度が
８００〜９００℃の温度範囲で終了し、その累積圧下率
が６５％以下になるように行なう。仕上圧延の累積圧下
率と降伏比の関係を図２に示す。仕上圧下率が大きくな
ると未再結晶域圧延による制御圧延効果が増加し、特に
圧延直角方向の降伏比が上昇し、本発明の目的とする低
降伏比が達成できなくなる。したがって、仕上圧延の累
積圧下率の上限は６５％とした。また、仕上圧延温度の
低下とともに低温靭性が向上するという有利な面がある
反面、降伏比の上昇を招いて本発明の目的とする低降伏
比が得られなくなる。したがって、本発明では過度の結
晶粒微細化を抑えて低降伏比を達成するために仕上圧延
温度の下限を８００℃とした。一方、仕上圧延温度が高
すぎるとフエライト粒の粗大化による低温靭性の劣化を
まねくので上限を９００℃とした。巻取温度を４５０〜
６００℃に限定したのは次の理由による。すなわち４５
０℃未満ではＮｂ、Ｖ等の析出が十分に起こらず強度の
低下をまねくことおよび粗大ベ−ナイトの生成により降
伏比の上昇するためであり、また６００℃を越えるとＮ
ｂ、Ｖ等の析出が増加し、降伏点が上昇し、降伏比が上
昇するためである。
８００〜９００℃の温度範囲で終了し、その累積圧下率
が６５％以下になるように行なう。仕上圧延の累積圧下
率と降伏比の関係を図２に示す。仕上圧下率が大きくな
ると未再結晶域圧延による制御圧延効果が増加し、特に
圧延直角方向の降伏比が上昇し、本発明の目的とする低
降伏比が達成できなくなる。したがって、仕上圧延の累
積圧下率の上限は６５％とした。また、仕上圧延温度の
低下とともに低温靭性が向上するという有利な面がある
反面、降伏比の上昇を招いて本発明の目的とする低降伏
比が得られなくなる。したがって、本発明では過度の結
晶粒微細化を抑えて低降伏比を達成するために仕上圧延
温度の下限を８００℃とした。一方、仕上圧延温度が高
すぎるとフエライト粒の粗大化による低温靭性の劣化を
まねくので上限を９００℃とした。巻取温度を４５０〜
６００℃に限定したのは次の理由による。すなわち４５
０℃未満ではＮｂ、Ｖ等の析出が十分に起こらず強度の
低下をまねくことおよび粗大ベ−ナイトの生成により降
伏比の上昇するためであり、また６００℃を越えるとＮ
ｂ、Ｖ等の析出が増加し、降伏点が上昇し、降伏比が上
昇するためである。
【００１１】
【実施例】表１に示す組成の鋼を溶製し、連続鋳造によ
り厚み１８０〜２５０ｍｍの鋳片とした。Ａ、Ｂ、Ｃ、
Ｄ、Ｅ、Ｆ鋼は本発明の成分条件を満足するものであ
り、Ｇ鋼はＣ量が本発明の限定範囲より低いものであ
る。
り厚み１８０〜２５０ｍｍの鋳片とした。Ａ、Ｂ、Ｃ、
Ｄ、Ｅ、Ｆ鋼は本発明の成分条件を満足するものであ
り、Ｇ鋼はＣ量が本発明の限定範囲より低いものであ
る。
【表１】
【００１２】これらの供試材スラブを表２に示す熱延条
件にて板厚１２．０ｍｍの鋼板とした。これらの鋼板の
機械的性質の測定結果は表３のとおりである。表２、表
３において本発明の限定条件を満足しない場合は、該当
数値にアンダ−ラインを付した。供試材Ｎｏ．１、２、
３、４、５、１３、１４、１５、１６、１７は本発明の
限定条件を満足するものであり、これらの鋼板はすべて
低降伏比でＹＲ≦０．８５であり、低温靭性ｖＴｒｓ≦
−５０の高強度鋼板となっている。
件にて板厚１２．０ｍｍの鋼板とした。これらの鋼板の
機械的性質の測定結果は表３のとおりである。表２、表
３において本発明の限定条件を満足しない場合は、該当
数値にアンダ−ラインを付した。供試材Ｎｏ．１、２、
３、４、５、１３、１４、１５、１６、１７は本発明の
限定条件を満足するものであり、これらの鋼板はすべて
低降伏比でＹＲ≦０．８５であり、低温靭性ｖＴｒｓ≦
−５０の高強度鋼板となっている。
【００１３】
【表２】
【表３】
【００１４】その他の供試材鋼板Ｎｏ．６、７、８、
９、１０、１１、１２は圧延条件のいずれかが本発明の
限定条件を満足しないために、その機械的性質も目標と
する数値に外れた比較例である。すなわち、供試材Ｎ
ｏ．６は粗圧延温度が９２０℃と本発明の限定粗圧延温
度９５０℃以上を満足しないために降伏比が０．８９と
高い比較例である。また供試材Ｎｏ．７は粗圧延圧下率
が７６％と低いために、低降伏比が得られているもの
の、低温靭性が−３０℃と高い比較例である。また供試
材Ｎｏ．８は、仕上圧延温度が７７０℃と低いために、
またＮｏ．９は仕上圧延圧下率が６８％と高いために、
いずれも制御圧延効果が過度に増加して降伏比が高い比
較例である。Ｎｏ．１０は仕上圧延温度が９１０℃と本
発明の限定上限９００℃を越し、低温靭性が−２５℃と
高い比較例である。
９、１０、１１、１２は圧延条件のいずれかが本発明の
限定条件を満足しないために、その機械的性質も目標と
する数値に外れた比較例である。すなわち、供試材Ｎ
ｏ．６は粗圧延温度が９２０℃と本発明の限定粗圧延温
度９５０℃以上を満足しないために降伏比が０．８９と
高い比較例である。また供試材Ｎｏ．７は粗圧延圧下率
が７６％と低いために、低降伏比が得られているもの
の、低温靭性が−３０℃と高い比較例である。また供試
材Ｎｏ．８は、仕上圧延温度が７７０℃と低いために、
またＮｏ．９は仕上圧延圧下率が６８％と高いために、
いずれも制御圧延効果が過度に増加して降伏比が高い比
較例である。Ｎｏ．１０は仕上圧延温度が９１０℃と本
発明の限定上限９００℃を越し、低温靭性が−２５℃と
高い比較例である。
【００１５】また供試材Ｎｏ．１１は巻取温度が４００
℃と低いため、Ｎｏ．１２は反対に巻取温度が６２０℃
と高過ぎるためにいずれも降伏比がそれぞれ０．９２、
０．９３と高い比較例である。更に供試材Ｎｏ．１８、
１９は表２に示す如く、Ｇ鋼を使用したものであり、Ｇ
鋼は表１より明らかな如く、Ｃ＝０．０７％と、本発明
の限定成分よりＣ量が低いものである。更にＮｏ．１８
は従来の低温靭性を重視した製造条件であるために低降
伏比が達成されていない。またＮｏ．１９は熱延条件は
すべて本発明の限定条件を満足するものの、鋼成分のＣ
％が低過ぎるために降伏比が０．９０％と高い比較例で
ある。
℃と低いため、Ｎｏ．１２は反対に巻取温度が６２０℃
と高過ぎるためにいずれも降伏比がそれぞれ０．９２、
０．９３と高い比較例である。更に供試材Ｎｏ．１８、
１９は表２に示す如く、Ｇ鋼を使用したものであり、Ｇ
鋼は表１より明らかな如く、Ｃ＝０．０７％と、本発明
の限定成分よりＣ量が低いものである。更にＮｏ．１８
は従来の低温靭性を重視した製造条件であるために低降
伏比が達成されていない。またＮｏ．１９は熱延条件は
すべて本発明の限定条件を満足するものの、鋼成分のＣ
％が低過ぎるために降伏比が０．９０％と高い比較例で
ある。
【００１６】
【発明の効果】本発明は連続鋳造スラブの鋼成分を限定
し、かつ熱間圧延条件を制御することにより、従来極め
て困難であった二律背反性を解決し、低温靭性を損なう
ことなく低降伏比で、しかも高強度を有するラインパイ
プ鋼管用熱延鋼板の製造を可能としたものであり、その
工業的効果はきわめて大である。
し、かつ熱間圧延条件を制御することにより、従来極め
て困難であった二律背反性を解決し、低温靭性を損なう
ことなく低降伏比で、しかも高強度を有するラインパイ
プ鋼管用熱延鋼板の製造を可能としたものであり、その
工業的効果はきわめて大である。
【図１】本発明を得る研究過程で得られたシヤルピ−試
験における破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及ぼす粗圧延圧
下率の影響を示す線図である。
験における破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及ぼす粗圧延圧
下率の影響を示す線図である。
【図２】本発明を得る研究過程で得られた降伏比に及ぼ
す仕上圧延圧下率の影響を示す線図である。
す仕上圧延圧下率の影響を示す線図である。
【整理番号】 ＫＰＭ０６００６３４
１／３
１／３
【表１】
【整理番号】 ＫＰＭ０６００６３４
２／３
２／３
【表２】
【整理番号】 ＫＰＭ０６００６３４
３／３
３／３
【表３】
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にて Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．６〜１．８％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ を含有し、残部がＦｅのほか不可避的不純物より成る連
続鋳造スラブを１１５０℃以上に加熱する段階と、前記
加熱スラブを熱間圧延するに際し９５０℃以上の温度範
囲で８０％以上の累積圧下率で粗圧延する段階と、前記
粗圧延材を引続き６５％以下の累積圧下率で８００〜９
００℃の温度範囲で仕上圧延を終了する段階と、前記仕
上圧延材をそのまま冷却し４５０〜６００℃の温度範囲
で巻き取る段階と、を有して成ることを特徴とする低降
伏比高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量比にて Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．６〜１．８％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ を含有し、更に Ｃｒ：０．０１〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ のうちから選ばれたいずれか１種または２種以上を含
み、残部がＦｅのほか不可避的不純物より成る連続鋳造
スラブを１１５０℃以上に加熱する段階と、前記加熱ス
ラブを熱間圧延するに際し９５０℃以上の温度範囲で８
０％以上の累積圧下率で粗圧延する段階と、前記粗圧延
材を引続き６５％以下の累積圧下率で８００〜９００℃
の温度範囲で仕上圧延を終了する段階と、前記仕上圧延
材をそのまま冷却し４５０〜６００℃の温度範囲で巻き
取る段階と、を有して成ることを特徴とする低降伏比高
強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13265694A JPH07316650A (ja) | 1994-05-23 | 1994-05-23 | 低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13265694A JPH07316650A (ja) | 1994-05-23 | 1994-05-23 | 低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316650A true JPH07316650A (ja) | 1995-12-05 |
Family
ID=15086428
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13265694A Pending JPH07316650A (ja) | 1994-05-23 | 1994-05-23 | 低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07316650A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20040003317A (ko) * | 2002-07-02 | 2004-01-13 | 주식회사 포스코 | 연성파면율이 우수한 고 강도 에이피아이-엑스80 열연강판제조방법 |
| KR20040019452A (ko) * | 2002-08-26 | 2004-03-06 | 주식회사 포스코 | 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판제조방법 |
| KR100435458B1 (ko) * | 1999-12-09 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 저항복비와 우수한 저온인성을 갖는 라인파이프용 강재의제조방법 |
| KR100496563B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-06-23 | 주식회사 포스코 | 연속식 열간압연에 의한 저항복비형 고인성 후물강판 제조방법 |
| KR100564883B1 (ko) * | 2001-11-13 | 2006-03-30 | 주식회사 포스코 | 저온 인성 및 내식성이 우수한 고장력 라인 파이프용열연강판 제조방법 |
| CN100463736C (zh) * | 2005-11-30 | 2009-02-25 | 鞍钢股份有限公司 | 一种控制管线钢热轧平板屈强比的生产方法 |
| CN101886220A (zh) * | 2010-07-16 | 2010-11-17 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 冷成型用热连轧钢板及其生产方法 |
| KR101105052B1 (ko) * | 2004-10-15 | 2012-01-16 | 주식회사 포스코 | 코일내 재질균일성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법 |
| KR101226471B1 (ko) * | 2009-07-27 | 2013-01-28 | 현대제철 주식회사 | 저항복비를 갖는 열연강판 및 그 제조방법 |
| CN107267863A (zh) * | 2017-06-01 | 2017-10-20 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低成本低碳当量风电塔筒用钢板及其生产方法 |
| CN115652191A (zh) * | 2022-09-26 | 2023-01-31 | 武汉钢铁有限公司 | 一种经济型含钛管线钢及生产方法 |
-
1994
- 1994-05-23 JP JP13265694A patent/JPH07316650A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100435458B1 (ko) * | 1999-12-09 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 저항복비와 우수한 저온인성을 갖는 라인파이프용 강재의제조방법 |
| KR100496563B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-06-23 | 주식회사 포스코 | 연속식 열간압연에 의한 저항복비형 고인성 후물강판 제조방법 |
| KR100564883B1 (ko) * | 2001-11-13 | 2006-03-30 | 주식회사 포스코 | 저온 인성 및 내식성이 우수한 고장력 라인 파이프용열연강판 제조방법 |
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| KR20040019452A (ko) * | 2002-08-26 | 2004-03-06 | 주식회사 포스코 | 생산성이 우수한 고인성-고강도 라인 파이프용 열연강판제조방법 |
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| CN101886220A (zh) * | 2010-07-16 | 2010-11-17 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 冷成型用热连轧钢板及其生产方法 |
| CN107267863A (zh) * | 2017-06-01 | 2017-10-20 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低成本低碳当量风电塔筒用钢板及其生产方法 |
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