JPS61284521A - Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法 - Google Patents
Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS61284521A JPS61284521A JP12598085A JP12598085A JPS61284521A JP S61284521 A JPS61284521 A JP S61284521A JP 12598085 A JP12598085 A JP 12598085A JP 12598085 A JP12598085 A JP 12598085A JP S61284521 A JPS61284521 A JP S61284521A
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- rolling
- steel
- excellent dwtt
- steel plate
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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】
〈産業上の利用分野〉
本発明は圧延方向（Ｌ方向）、それに直角な方向（Ｃ方
向）、両者の中間方向（Ｒ方向＝Ｌ方向に対し２５〜６
０’の方向）の各々のＤＷＴＴ特性のすぐれた鋼板の製
造方法に係り、特にスパイラル鋼管用厚板の素材に適し
た鋼板を製造する方法に関するものである。
向）、両者の中間方向（Ｒ方向＝Ｌ方向に対し２５〜６
０’の方向）の各々のＤＷＴＴ特性のすぐれた鋼板の製
造方法に係り、特にスパイラル鋼管用厚板の素材に適し
た鋼板を製造する方法に関するものである。
／坏土ｎ＼仕り呼＼
ＤＷＴＴ特性のすぐれた鋼板の製造方法として、Ｎｂ
ｓ Ｖ ｓ Ｍｏを１種以上使って製造する１例えば特
公昭５９−４８８４６号公報記載の方法がある。
ｓ Ｖ ｓ Ｍｏを１種以上使って製造する１例えば特
公昭５９−４８８４６号公報記載の方法がある。
この提案は強度と靭性のすぐれた大径鋼管を創延性破面
率を示す試験温度で圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）の
特性を評価し、との温度が低く、破壊伝播停止特性がす
ぐれた鋼板を製造する方法を提供して、いる。
率を示す試験温度で圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）の
特性を評価し、との温度が低く、破壊伝播停止特性がす
ぐれた鋼板を製造する方法を提供して、いる。
又合金元素の添加をしないでＩ）ＷＴＴ特性のすぐれた
鋼板を製造する方法としては、例えば特公昭５８−９８
１５号公報記載のものがある。この提案は、前記したＣ
方向ＤＷＴＴがすぐれたＴ１添加高張力鋼板の製造方法
に関するものであって、溶接熱影響部（以下ＨＡＺとい
う）の−１０℃でシャルピー吸収エネルギーが５に！？
・ｍ以上の厚−板の製造方法で、鋼片の成分、冷却速度
、加熱温度と、七の移の凱も正＆＆冬犯中Ｉ今東の〒本
−で 糾ｒ８５０℃以下の累積圧下率を５０％以上とす
る一方、仕上温度を７００〜７８０℃とするものである
。
鋼板を製造する方法としては、例えば特公昭５８−９８
１５号公報記載のものがある。この提案は、前記したＣ
方向ＤＷＴＴがすぐれたＴ１添加高張力鋼板の製造方法
に関するものであって、溶接熱影響部（以下ＨＡＺとい
う）の−１０℃でシャルピー吸収エネルギーが５に！？
・ｍ以上の厚−板の製造方法で、鋼片の成分、冷却速度
、加熱温度と、七の移の凱も正＆＆冬犯中Ｉ今東の〒本
−で 糾ｒ８５０℃以下の累積圧下率を５０％以上とす
る一方、仕上温度を７００〜７８０℃とするものである
。
〈発明が解決しようとする問題点〉
前記した従来技術の第１は素材の成分的条件としてＮｂ
＊ Ｖ ｔ Ｍｏの何れか又は全部を用いるので、素
材費の上昇が避けられない。
＊ Ｖ ｔ Ｍｏの何れか又は全部を用いるので、素
材費の上昇が避けられない。
本発明はこれを異常組織、および混粒が発生しないよう
抑制しつつ結晶粒の細粒化を行なって、上記の如き合金
元素の必要をなくし、製品コストの軽減を図った九ので
ある。
抑制しつつ結晶粒の細粒化を行なって、上記の如き合金
元素の必要をなくし、製品コストの軽減を図った九ので
ある。
又前記した従来技術の第２は、熱延で８５０℃以下の累
積圧下率を５０％以上必要としている。
積圧下率を５０％以上必要としている。
このことは圧延温度の低い範囲で５０％以上の圧下率が
多数回のパスによらなければ得られないという事実のた
めに、圧延時間の延長、仕上温度下限以上の温度の確保
が困難であるところから、材質不良の発生を招くと共に
生産性の低下が避けられないことを示しているのである
。
多数回のパスによらなければ得られないという事実のた
めに、圧延時間の延長、仕上温度下限以上の温度の確保
が困難であるところから、材質不良の発生を招くと共に
生産性の低下が避けられないことを示しているのである
。
〈問題点を解決するための手段〉
本発明はＣ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｔ ：≦１．
０係。
０係。
Ｍｎ ： ０．５〜３．０％ 、Ａｔ ： ０
．００２〜０．１ ０１＋ 、Ｔｉ：０．０３〜１．
０ ％、残部実質的にＦｅからなる鋼片を、８５０℃以
下において、１パス当り圧下率５％以上のもとに全圧下
率を３０％以上、５０俤未満で圧延し、７００〜７６０
℃で仕上圧延を行なうことを特徴とするＤＷＴＴ％性の
すぐれた鋼板の製造方法を要旨とすることによって上記
の問題点を解決するものである。
．００２〜０．１ ０１＋ 、Ｔｉ：０．０３〜１．
０ ％、残部実質的にＦｅからなる鋼片を、８５０℃以
下において、１パス当り圧下率５％以上のもとに全圧下
率を３０％以上、５０俤未満で圧延し、７００〜７６０
℃で仕上圧延を行なうことを特徴とするＤＷＴＴ％性の
すぐれた鋼板の製造方法を要旨とすることによって上記
の問題点を解決するものである。
〈作用〉
以下に本発明を構成するに至った本発明者等の実験、検
討結果を示す第１図〜第４図をもとに本発明の作用につ
いて説明する。
討結果を示す第１図〜第４図をもとに本発明の作用につ
いて説明する。
第２図は８５０℃以下の圧下率とＲ方向ＳＡ％（−３０
℃）の関係を１７ぐス当シの圧下本俸に示し、第３図は
仕上温度とＲ方向５Ａ９６（−３０℃）の関係を示し、
第４図は８５０℃以下の圧下率と被圧延材の中間部Ｔ
Ｓ （ｋＰ／ｍ” ）の関係を圧延方向別に仕上温度と
の関係で示したものである。第１図ａはこれ等の知見か
ら得に本発明の手段で製造した鋼板のＲ方向ＤＷＴＴ遷
移曲線を示し、第１図すはこれに対比して示した従来方
法による鋼板のそれである。
℃）の関係を１７ぐス当シの圧下本俸に示し、第３図は
仕上温度とＲ方向５Ａ９６（−３０℃）の関係を示し、
第４図は８５０℃以下の圧下率と被圧延材の中間部Ｔ
Ｓ （ｋＰ／ｍ” ）の関係を圧延方向別に仕上温度と
の関係で示したものである。第１図ａはこれ等の知見か
ら得に本発明の手段で製造した鋼板のＲ方向ＤＷＴＴ遷
移曲線を示し、第１図すはこれに対比して示した従来方
法による鋼板のそれである。
以上から第２図をもとに８５０℃以下の圧下率は、１パ
ス当シの圧下率が５係以上となれば全圧下率３０〜５０
チでＲ方向ＳＡ％（−３０℃）がすぐれていること、第
３図からは仕上温度が７００℃以上になるとＲ方向５Ａ
９６（−３０℃）がすぐれていること、第４図には８５
０℃以下の圧下率が１パス当シ５係以上であると８５０
℃以下における全圧下率が３０俤以上、５０俤未満で強
度がすぐれていることが示されている。特に強度は仕上
温度が７６００を超えると劣化することも知見した。
ス当シの圧下率が５係以上となれば全圧下率３０〜５０
チでＲ方向ＳＡ％（−３０℃）がすぐれていること、第
３図からは仕上温度が７００℃以上になるとＲ方向５Ａ
９６（−３０℃）がすぐれていること、第４図には８５
０℃以下の圧下率が１パス当シ５係以上であると８５０
℃以下における全圧下率が３０俤以上、５０俤未満で強
度がすぐれていることが示されている。特に強度は仕上
温度が７６００を超えると劣化することも知見した。
又上記作用を支える鋼成分の限定理由は以下のとおシで
ある。
ある。
Ｃの下限０．０１％はＴｌなどの炭化物形成元素がその
効果を十分に発揮し、母材組織の細粒化、溶接部の確保
をするためである。一方Ｃが多過ぎるμ ’ｌ”ｌｌ”
ｌ 礒ζ９ΔＢコ撥ｊト■ド 震Ｗ〃ト謔−Ｍ
ｋ 擲 吠−’ＸＩ、Ａ丁−トレｙかシか、溶接性が低
下するため、Ｃの上限を０．２０俤とした。
効果を十分に発揮し、母材組織の細粒化、溶接部の確保
をするためである。一方Ｃが多過ぎるμ ’ｌ”ｌｌ”
ｌ 礒ζ９ΔＢコ撥ｊト■ド 震Ｗ〃ト謔−Ｍ
ｋ 擲 吠−’ＸＩ、Ａ丁−トレｙかシか、溶接性が低
下するため、Ｃの上限を０．２０俤とした。
Ｓｔは脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であるが、
１．０％超になると鋼の清浄度が劣化するため上限を１
．０係とした。
１．０％超になると鋼の清浄度が劣化するため上限を１
．０係とした。
Ｍｎは本発明鋼の強度、靭性を確保するための重要な元
素であるが、０．５％未満では鋼板の強度、靭性が劣化
するため下限を０．５９Ｊとした。一方、Ｍｎが多過ぎ
ると焼入性が増加し、ベイナイトあるいは島状マルテン
サイトが多量に生成し、母材靭性及びＨＡＺ−の靭性が
劣化するため３．０％・、とじた。
素であるが、０．５％未満では鋼板の強度、靭性が劣化
するため下限を０．５９Ｊとした。一方、Ｍｎが多過ぎ
ると焼入性が増加し、ベイナイトあるいは島状マルテン
サイトが多量に生成し、母材靭性及びＨＡＺ−の靭性が
劣化するため３．０％・、とじた。
Ａｔは脱酸上この種のキルド鋼には必然的に含有される
元素であるが、Ａｔ ｔｏｔａｌ Ｏ，００２４未満で
は脱酸が不十分となり、鋼の母材靭性が劣化するため、
下限を０．００２％とした。一方、Ａｔｔｏｔａ １が
０．１０％超になると、ＨＡＺの靭性が劣化するためＡ
ｔｔｏｔａｌの上限を０．１０ ％とした。
元素であるが、Ａｔ ｔｏｔａｌ Ｏ，００２４未満で
は脱酸が不十分となり、鋼の母材靭性が劣化するため、
下限を０．００２％とした。一方、Ａｔｔｏｔａ １が
０．１０％超になると、ＨＡＺの靭性が劣化するためＡ
ｔｔｏｔａｌの上限を０．１０ ％とした。
ＴＩＵＴＩＣとして鋼の析出硬化に、またＴｉＮとして
加１ＰＪｒ粒及びＨＡＺ組織の細粒化に利用され、本発
明にとって極めて重要な元素であるが、０．０３憾未満
では微細ＴｉＣ＋ ＴｔＮが不十分であって上述の効果
が十分に生かされない。一方、０．１０ ％超になると
加熱時に未固溶の粗大Ｔｉｃができ母材及び溶接部の靭
性に有害であシ、上限を０．１０優とした。
加１ＰＪｒ粒及びＨＡＺ組織の細粒化に利用され、本発
明にとって極めて重要な元素であるが、０．０３憾未満
では微細ＴｉＣ＋ ＴｔＮが不十分であって上述の効果
が十分に生かされない。一方、０．１０ ％超になると
加熱時に未固溶の粗大Ｔｉｃができ母材及び溶接部の靭
性に有害であシ、上限を０．１０優とした。
以上の作用によって、本発明で得られる鋼板は、ＤＷＴ
Ｔについては、Ｌ方向、Ｃ方向はもとよｆｉＲ方向につ
いても格段にすぐれ、特にスパイラル鋼板用素材に適し
た特性を形成している。
Ｔについては、Ｌ方向、Ｃ方向はもとよｆｉＲ方向につ
いても格段にすぐれ、特にスパイラル鋼板用素材に適し
た特性を形成している。
〈実施例〉
以下に従来例と共に本発明の実施例を示す。
成分（表１）
熱延条件および材質（表２）
加熱温度１２５０℃±５０℃
表１１表２から明らかな通り本発明例は、従来例の如（
Ｎｂ ＝ Ｖ ＊ Ｍｏ等の合金元素を添加することな
く、合金元素添加鋼と同等以上のＲ方向席買が８５０℃
以下の圧下率３０〜５０チの範囲で生産性よく、仕上温
度の下限確保も心配なく得られた。
Ｎｂ ＝ Ｖ ＊ Ｍｏ等の合金元素を添加することな
く、合金元素添加鋼と同等以上のＲ方向席買が８５０℃
以下の圧下率３０〜５０チの範囲で生産性よく、仕上温
度の下限確保も心配なく得られた。
〈発明の効果〉
本発明は充分な細粒化が効率よく得られる８５０℃以下
における１ノスあたシの圧下率と全圧下率を用い、異常
組識の発生を抑制し細粒化が保障される仕上圧延温度を
採用したので合金元・素を添加することな（、Ｌ方向、
Ｃ方向けもとよｆｉＲ方向ＤＷＴＴ特性のすぐれた鋼板
を生産性よく、安定した品質で製造することが可能とな
り、これによってこの糧分野におけるすぐれた鋼板を安
価に提供可能とするもので、その効果は大きい。
における１ノスあたシの圧下率と全圧下率を用い、異常
組識の発生を抑制し細粒化が保障される仕上圧延温度を
採用したので合金元・素を添加することな（、Ｌ方向、
Ｃ方向けもとよｆｉＲ方向ＤＷＴＴ特性のすぐれた鋼板
を生産性よく、安定した品質で製造することが可能とな
り、これによってこの糧分野におけるすぐれた鋼板を安
価に提供可能とするもので、その効果は大きい。
第１図は、本発明方法で得た鋼材のＲ方向ＤＷＴＴ遷移
曲線図（、）および従来方法で得た鋼材のＲ方向ＤＷＴ
Ｔ遷移曲線図（ｂ）、第２図は５８５０℃における１パ
ス当シの圧下率側に全圧下率とＲ方向ＳＡ ％（−３０
℃）の関係を示した図、第３図は仕上圧延温度とＲ方向
ＳＡ％（−３０℃）の関係図、第４図は≦８５０℃全圧
下率と強度の関係図である。
曲線図（、）および従来方法で得た鋼材のＲ方向ＤＷＴ
Ｔ遷移曲線図（ｂ）、第２図は５８５０℃における１パ
ス当シの圧下率側に全圧下率とＲ方向ＳＡ ％（−３０
℃）の関係を示した図、第３図は仕上圧延温度とＲ方向
ＳＡ％（−３０℃）の関係図、第４図は≦８５０℃全圧
下率と強度の関係図である。
Claims (1)
- Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：≦１．０％、Ｍｎ：
０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．０３〜１．０％、残部実質的にＦｅからなる鋼
片を、８５０℃以下において、１パス当り圧下率５％以
上のもとに全圧下率を３０％以上、５０％未満で圧延し
、７００〜７６０℃で仕上圧延を行なうことを特徴とす
るＤＷＴＴ特性のすぐれた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12598085A JPS61284521A (ja) | 1985-06-12 | 1985-06-12 | Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12598085A JPS61284521A (ja) | 1985-06-12 | 1985-06-12 | Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61284521A true JPS61284521A (ja) | 1986-12-15 |
Family
ID=14923743
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12598085A Pending JPS61284521A (ja) | 1985-06-12 | 1985-06-12 | Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61284521A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115924A (en) * | 1979-03-02 | 1980-09-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high toughness high tensile steel plate |
| JPS5845318A (ja) * | 1981-09-11 | 1983-03-16 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 溶接性を備えた５０ｋｇ／ｍｍ↑２以上の強度を有する高張力鋼の製造法 |
| JPS5858225A (ja) * | 1981-09-30 | 1983-04-06 | Nippon Steel Corp | 板厚方向ｃｏｄ特性の優れた高降伏点鋼板の製造法 |
| JPS5893814A (ja) * | 1981-11-30 | 1983-06-03 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-06-12 JP JP12598085A patent/JPS61284521A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115924A (en) * | 1979-03-02 | 1980-09-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high toughness high tensile steel plate |
| JPS5845318A (ja) * | 1981-09-11 | 1983-03-16 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 溶接性を備えた５０ｋｇ／ｍｍ↑２以上の強度を有する高張力鋼の製造法 |
| JPS5858225A (ja) * | 1981-09-30 | 1983-04-06 | Nippon Steel Corp | 板厚方向ｃｏｄ特性の優れた高降伏点鋼板の製造法 |
| JPS5893814A (ja) * | 1981-11-30 | 1983-06-03 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
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