JPS63203721A - 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS63203721A JPS63203721A JP3672287A JP3672287A JPS63203721A JP S63203721 A JPS63203721 A JP S63203721A JP 3672287 A JP3672287 A JP 3672287A JP 3672287 A JP3672287 A JP 3672287A JP S63203721 A JPS63203721 A JP S63203721A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cracking resistance
- steel sheet
- rolled steel
- hot rolled
- induced cracking
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 52
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 52
- 238000005336 cracking Methods 0.000 title claims abstract description 47
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 31
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 31
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 title claims abstract description 31
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims abstract description 18
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 17
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 15
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 16
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 11
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 11
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 7
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 6
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 4
- QTBSBXVTEAMEQO-UHFFFAOYSA-N Acetic acid Chemical compound CC(O)=O QTBSBXVTEAMEQO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101000933542 Homo sapiens Transcription factor BTF3 Proteins 0.000 description 1
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 102100026043 Transcription factor BTF3 Human genes 0.000 description 1
- 230000002378 acidificating effect Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 230000008595 infiltration Effects 0.000 description 1
- 238000001764 infiltration Methods 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000979 retarding effect Effects 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 235000002639 sodium chloride Nutrition 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 125000000101 thioether group Chemical group 0.000 description 1
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】
産呈上■剋亙立団
本発明は耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐ
れる非調質熱延鋼板の製造方法に関する。
れる非調質熱延鋼板の製造方法に関する。
従米坐且歪
近年、鋼板には高強度、高靭性に加えて、耐水素誘起割
れ性や耐応力腐食割れ性にすぐれた高品質鋼板が要求さ
れるに至っている。
れ性や耐応力腐食割れ性にすぐれた高品質鋼板が要求さ
れるに至っている。
鋼板のこのような腐食割れに最も大きく影響する因子は
、既によく知られているように、鋼中のマクロ及びミク
ロ偏析と、非金属介在物の伸長である。そこで、従来、
例えば、極低S及び極低P化した清浄鋼に更にCaを添
加して、非金属介在物の形態制御を十分に行なって、上
記したような高品質鋼板を製造する方法が一部で実用化
されている。しかし、この方法によるときは、製造費用
が極めて高価とならざるを得す、しがも、M n Sを
完全に球状化することは、技術的に殆ど不可能であるの
で、球状化されずに、圧延方向に延伸された2μm以下
の長さのA系のMflSが鋼板中に残存し、水素誘起割
れの起点となる。
、既によく知られているように、鋼中のマクロ及びミク
ロ偏析と、非金属介在物の伸長である。そこで、従来、
例えば、極低S及び極低P化した清浄鋼に更にCaを添
加して、非金属介在物の形態制御を十分に行なって、上
記したような高品質鋼板を製造する方法が一部で実用化
されている。しかし、この方法によるときは、製造費用
が極めて高価とならざるを得す、しがも、M n Sを
完全に球状化することは、技術的に殆ど不可能であるの
で、球状化されずに、圧延方向に延伸された2μm以下
の長さのA系のMflSが鋼板中に残存し、水素誘起割
れの起点となる。
別の方法として、CやMn量を低減すると共に、拡散均
熱による鋳造時のミクロ偏析を軽減させる方法も知られ
ているが、この方法は、高温での長時間の加熱を要し、
生産性が低く、また、得られる鋼板が伸びや靭性等の機
械的特性に劣る。更に、鋼中への水素の浸入と拡散を抑
制するために、CuやGoを添加する方法も提案されて
いるが、鋼製造費用が高いほか、厳しい酸性腐食環境に
おいては、水素誘起割れが何ら防止されない。
熱による鋳造時のミクロ偏析を軽減させる方法も知られ
ているが、この方法は、高温での長時間の加熱を要し、
生産性が低く、また、得られる鋼板が伸びや靭性等の機
械的特性に劣る。更に、鋼中への水素の浸入と拡散を抑
制するために、CuやGoを添加する方法も提案されて
いるが、鋼製造費用が高いほか、厳しい酸性腐食環境に
おいては、水素誘起割れが何ら防止されない。
他方、金属組織の観点からは、仕上圧延後、制御冷却を
鋼板に施して、均一なベイナイト組織又は均一微細なフ
ェライト−ベイナイト組織とする方法も提案されている
が、冷却操作が容易でないと共に、マルテンサイトのよ
うな耐水素誘起割れ性に有害な低温変態生成物相が生成
する場合があり、水素誘起割れの伝播を抑制するには効
果的であっても、水素誘起割れの発生を抑制することは
困難である。
鋼板に施して、均一なベイナイト組織又は均一微細なフ
ェライト−ベイナイト組織とする方法も提案されている
が、冷却操作が容易でないと共に、マルテンサイトのよ
うな耐水素誘起割れ性に有害な低温変態生成物相が生成
する場合があり、水素誘起割れの伝播を抑制するには効
果的であっても、水素誘起割れの発生を抑制することは
困難である。
しかも、上述したいずれの方法も、過酷な腐食環境であ
るNACB @食条件下には、水素誘起割れの発生を避
けることができない、特に、材料強度が高い場合、水素
誘起割れの発生を防止することは極めて困難である。
るNACB @食条件下には、水素誘起割れの発生を避
けることができない、特に、材料強度が高い場合、水素
誘起割れの発生を防止することは極めて困難である。
が ゛ しようとする 占
本発明者らは、上記した問題を解決するために、鋼板の
水素誘起割れ及び応力腐食割れを詳細且つ広範囲にわた
って研究した結果、所定量のNbほか、合金成分を添加
してなる鋼片をその熱間圧延において、850℃以上の
オーステナイト再結晶−未再結晶の遷移温度領域にて仕
上圧延して、所定の混粒組織とすることによって、耐水
素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性に共にすぐれる非調
質熱延鋼板を低廉に得ることができることを見出して、
本発明に至ったものである。
水素誘起割れ及び応力腐食割れを詳細且つ広範囲にわた
って研究した結果、所定量のNbほか、合金成分を添加
してなる鋼片をその熱間圧延において、850℃以上の
オーステナイト再結晶−未再結晶の遷移温度領域にて仕
上圧延して、所定の混粒組織とすることによって、耐水
素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性に共にすぐれる非調
質熱延鋼板を低廉に得ることができることを見出して、
本発明に至ったものである。
5 占を ゛するための
本発明による耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性に
すぐれる熱延鋼板の製造方法は、重量%で C0.01〜0.4%、 Si0.01〜0.5%、 Mn 0.01〜2.0%、 AJo、01〜0.1%、 Nb0.01〜0.1%、 P 011%以下、 S 0.03%以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延する
に際して、850℃以上の温度にて仕上圧延した後、9
50〜700℃の温度域から冷却速度5〜b ℃で巻取ることで、粒径5μm以上のフェライト粒の占
める面積率10〜50%の混粒組織とすることを特徴と
する。
すぐれる熱延鋼板の製造方法は、重量%で C0.01〜0.4%、 Si0.01〜0.5%、 Mn 0.01〜2.0%、 AJo、01〜0.1%、 Nb0.01〜0.1%、 P 011%以下、 S 0.03%以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延する
に際して、850℃以上の温度にて仕上圧延した後、9
50〜700℃の温度域から冷却速度5〜b ℃で巻取ることで、粒径5μm以上のフェライト粒の占
める面積率10〜50%の混粒組織とすることを特徴と
する。
先ず、本発明の方法において用いる鋼における化学成分
の限定理由について説明する。
の限定理由について説明する。
Cは、鋼に所要の強度を付与するために必須の元素であ
り、本発明においては少な(とも0.01%を添加する
必要がある。しかし、過多に添加するときは、鋼の靭性
と溶接性とを阻害し、また、連続鋳造材の場合には中心
偏析の異常発生の原因ともなり、更には、腐食環境下に
カソード反応の促進効果を助長するため、その添加量の
上限を0゜4%とする。
り、本発明においては少な(とも0.01%を添加する
必要がある。しかし、過多に添加するときは、鋼の靭性
と溶接性とを阻害し、また、連続鋳造材の場合には中心
偏析の異常発生の原因ともなり、更には、腐食環境下に
カソード反応の促進効果を助長するため、その添加量の
上限を0゜4%とする。
Stは、強力な脱酸剤として添加され、また、素地中に
固容して、鋼の伸びや延性を著しく改善する効果を有す
る。かかる効果を有効に発現させるためには、少なくと
も0.01%の添加を必要とするが、しかし、過多に添
加するときは、溶接性の劣化、清浄度の悪化、表面スケ
ールの発生等の好ましくない問題を生じるため、その添
加量の上限を0.5%とする。
固容して、鋼の伸びや延性を著しく改善する効果を有す
る。かかる効果を有効に発現させるためには、少なくと
も0.01%の添加を必要とするが、しかし、過多に添
加するときは、溶接性の劣化、清浄度の悪化、表面スケ
ールの発生等の好ましくない問題を生じるため、その添
加量の上限を0.5%とする。
Mnは、鋼の強度と靭性を改善するのに顕著な効果を有
し、かかる効果を有効に得るためには、少なくとも0.
01%を添加することが必要である。
し、かかる効果を有効に得るためには、少なくとも0.
01%を添加することが必要である。
しかし、過多に添加する場合は、ミクロ偏析が顕著とな
って異常組織及び層状組織が生成し、耐水素誘起割れ性
や靭性を劣化させ、更には溶接性をも劣化させるので、
その上限を2.0%とする。
って異常組織及び層状組織が生成し、耐水素誘起割れ性
や靭性を劣化させ、更には溶接性をも劣化させるので、
その上限を2.0%とする。
A1は、Siと同様に脱酸剤として必要な元素であり、
少なくとも0.01%を添加するが、過多に添加すると
きは、靭性を劣化させ、また、鋳造欠陥も顕著となるた
め、上限を0.1%とする。
少なくとも0.01%を添加するが、過多に添加すると
きは、靭性を劣化させ、また、鋳造欠陥も顕著となるた
め、上限を0.1%とする。
Nbは、オーステナイトの再結晶を遅延させるのに有用
であると共に、鋼の強度を向上させるのに有用である。
であると共に、鋼の強度を向上させるのに有用である。
かかる効果を有効に得るには、0゜01%以上を添加す
ることが必要である。しかし、過多に添加しても、上記
効果が飽和し、鋼製造の経済性からも好ましくないので
、添加量の上限を0.1%とする。しかも、特に、Ar
、変態点以上の仕上圧延温度領域、即ち、約800〜1
000℃においては、添加量が0.01%よりも少ない
ときは、加工されたオーステナイトが冷却されるまでに
すべて再結晶し、他方、0.1%を越えるときは、再結
晶オーステナイトを得にくい、従って、Nb量が0.O
1〜0.1%の範囲にないときは、仕上圧延後、冷却さ
れるまでに、オーステナイトの再結晶−未再結晶の混合
状態を得ることができない。
ることが必要である。しかし、過多に添加しても、上記
効果が飽和し、鋼製造の経済性からも好ましくないので
、添加量の上限を0.1%とする。しかも、特に、Ar
、変態点以上の仕上圧延温度領域、即ち、約800〜1
000℃においては、添加量が0.01%よりも少ない
ときは、加工されたオーステナイトが冷却されるまでに
すべて再結晶し、他方、0.1%を越えるときは、再結
晶オーステナイトを得にくい、従って、Nb量が0.O
1〜0.1%の範囲にないときは、仕上圧延後、冷却さ
れるまでに、オーステナイトの再結晶−未再結晶の混合
状態を得ることができない。
Pは、鋼においてミクロ偏析を助長し、鋼塊中央部に異
常組織の発生を促進し、耐水素誘起割れ性に有害である
ので、本発明においては、その含有量は0.1%以下と
する。
常組織の発生を促進し、耐水素誘起割れ性に有害である
ので、本発明においては、その含有量は0.1%以下と
する。
また、Sは、Mnと結合してA系介在物を形成し、水素
誘起割れ発生の起点となる有害な元素である。鋼にCa
を添加しても、MnSを完全になくすことは不可能であ
るので、その含有量は極力低く抑えるのが有利であり、
本発明においては、鋼中のS含有量を0.003%以下
とする。
誘起割れ発生の起点となる有害な元素である。鋼にCa
を添加しても、MnSを完全になくすことは不可能であ
るので、その含有量は極力低く抑えるのが有利であり、
本発明においては、鋼中のS含有量を0.003%以下
とする。
本発明においては、鋼板に更に強度や耐食性を付与する
ために、必要に応じてV、TI及びCrよりなる群から
選ばれる少なくとも1種の元素を添加することができる
。
ために、必要に応じてV、TI及びCrよりなる群から
選ばれる少なくとも1種の元素を添加することができる
。
これらの元素は、鋼板の強度を上昇させると共に、その
靭性を改善するために添加されるが、過多に加えても上
記効果が飽和し、更に、鋼製造の経済性を損なうので、
添加量の上限をVについては0.1%、Tiについては
0.1%、Crについては1.0%とする。また、これ
らの元素は、それぞれ添加量が0.01%よりも少ない
ときは、上述した効果を得ることができないので、下限
を0.01%とする。
靭性を改善するために添加されるが、過多に加えても上
記効果が飽和し、更に、鋼製造の経済性を損なうので、
添加量の上限をVについては0.1%、Tiについては
0.1%、Crについては1.0%とする。また、これ
らの元素は、それぞれ添加量が0.01%よりも少ない
ときは、上述した効果を得ることができないので、下限
を0.01%とする。
更に、本発明においては、鋼にCaを添加することもで
きる。Caは鋼中の硫化物系介在物の形態と組成を制御
し、特に、Ca / S≧2を満足する場合に効果が大
きく、耐水素誘起割れ性を向上させることができる。し
かし、過多に添加するときは、クラスター状となって、
鋼板品質を劣化させるので、上限を0.01%とする。
きる。Caは鋼中の硫化物系介在物の形態と組成を制御
し、特に、Ca / S≧2を満足する場合に効果が大
きく、耐水素誘起割れ性を向上させることができる。し
かし、過多に添加するときは、クラスター状となって、
鋼板品質を劣化させるので、上限を0.01%とする。
添加効果を得るためには、0.001%の添加が必要で
あるので、下限をo、oot%とする。
あるので、下限をo、oot%とする。
本発明の方法によれば、上記のような化学成分を有する
鋼片を熱間圧延するに際して、850℃以上の温度にて
仕上圧延した後950〜700℃の温度域から、冷却速
度5〜b して、650〜350℃で巻取ることで、粒径5μm以
上のフェライト粒の占める面積率が10〜50%である
混粒組織とするものである。
鋼片を熱間圧延するに際して、850℃以上の温度にて
仕上圧延した後950〜700℃の温度域から、冷却速
度5〜b して、650〜350℃で巻取ることで、粒径5μm以
上のフェライト粒の占める面積率が10〜50%である
混粒組織とするものである。
先ず、本発明の方法においては、鋼片の熱間圧延におい
て、850℃以上の温度にて仕上圧延する。仕上圧延温
度が850℃よりも低いときは、オーステナイトが未再
結晶ままであるので、オーステナイト変態後に比較的均
一な細粒組織となり、後述するように、目的とする混粒
組織を得ることができず、適量の粗大なフェライトと微
細なフェライト又はベイナイトとが混在する耐水素誘起
割れ性の改善に有効な組織を得ることができない。
て、850℃以上の温度にて仕上圧延する。仕上圧延温
度が850℃よりも低いときは、オーステナイトが未再
結晶ままであるので、オーステナイト変態後に比較的均
一な細粒組織となり、後述するように、目的とする混粒
組織を得ることができず、適量の粗大なフェライトと微
細なフェライト又はベイナイトとが混在する耐水素誘起
割れ性の改善に有効な組織を得ることができない。
次に、かかる熱間圧延に引き続く冷却過程においては、
950〜700℃の温度域から、5〜bがこの温度域か
らはずれるときは、所望の組織を得ることができない。
950〜700℃の温度域から、5〜bがこの温度域か
らはずれるときは、所望の組織を得ることができない。
また、冷却速度が5℃/秒よりも小さいときは、パーラ
イト又は低温変態生成物相の体積が増大し、この低温変
態生成物相は、耐水素誘起割れ性にとって有害であると
共に、粗大フェライト粒の面積率が50%以上となる。
イト又は低温変態生成物相の体積が増大し、この低温変
態生成物相は、耐水素誘起割れ性にとって有害であると
共に、粗大フェライト粒の面積率が50%以上となる。
他方、冷却速度が40℃/秒よりも大きい場合は、鋼板
の冷却停止や巻取の温度制御が困難となるほか、ミクロ
偏析部においてマルテンサイト等の低温変態生成物相が
出現しやすい、更に、粒径5μm以上のフェライト粒の
占める面積率が10%よりも小さくなり、適当な混粒組
織を得ることができない結果、水素誘起割れ性が増大す
る0巻取温度が350℃より低いときは、耐水素誘起割
れ性に有害な低温変態生成相が顕著に生じる。他方、6
50℃を越えるときは、組織が全体的に粗粒となる。
の冷却停止や巻取の温度制御が困難となるほか、ミクロ
偏析部においてマルテンサイト等の低温変態生成物相が
出現しやすい、更に、粒径5μm以上のフェライト粒の
占める面積率が10%よりも小さくなり、適当な混粒組
織を得ることができない結果、水素誘起割れ性が増大す
る0巻取温度が350℃より低いときは、耐水素誘起割
れ性に有害な低温変態生成相が顕著に生じる。他方、6
50℃を越えるときは、組織が全体的に粗粒となる。
本発明の方法による熱延鋼板は、組織的には、粒径5μ
m以上のフェライト粒の占める面積率が10〜50%の
混粒組織を有することが必要である。このフェライト粒
の占める面積率が10%よりも少ない場合は、水素誘起
割れの起点が生じやすく、他方、50%を越える場合は
、大きいフェライト粒の整粒組織を形成し、水素誘起割
れの伝播が容易となる。また、強度も低下する。
m以上のフェライト粒の占める面積率が10〜50%の
混粒組織を有することが必要である。このフェライト粒
の占める面積率が10%よりも少ない場合は、水素誘起
割れの起点が生じやすく、他方、50%を越える場合は
、大きいフェライト粒の整粒組織を形成し、水素誘起割
れの伝播が容易となる。また、強度も低下する。
本発明の方法によれば、オーステナイトの再結晶−未再
結晶遷移領域での仕上圧延及びその後の所定の条件での
冷却が重要な技術的手段である。
結晶遷移領域での仕上圧延及びその後の所定の条件での
冷却が重要な技術的手段である。
即ち、かかる手段によって、非金属介在物を起点として
優先的に再結晶した再結晶オーステナイトが比較的大き
いフェライト粒に変換される結果、割れの起点となる微
細な介在物が水素誘起割れや応力腐食割れ発生の抑制効
果の強いフェライト中に存在する確率が高くなり、且つ
、その周囲にHIC伝播抵抗の高い微細ベイナイト組織
となるので、水素誘起割れや応力腐食割れが抑制される
のであろう。
優先的に再結晶した再結晶オーステナイトが比較的大き
いフェライト粒に変換される結果、割れの起点となる微
細な介在物が水素誘起割れや応力腐食割れ発生の抑制効
果の強いフェライト中に存在する確率が高くなり、且つ
、その周囲にHIC伝播抵抗の高い微細ベイナイト組織
となるので、水素誘起割れや応力腐食割れが抑制される
のであろう。
又里皇羞呆
以上のように、本発明の方法によれば、所定のNbほか
、合金成分を添加してなる鋼片をその熱間圧延において
、850℃以上の温度オーステナイト再結晶−未再結晶
の遷移温度領域にて仕上圧延することによって、耐水素
誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性のいずれにもすぐれる
非11質熱延鋼板を得ることができ、かかる鋼板は、N
ACEIli食環境下においても、何らの割れも生じな
い。
、合金成分を添加してなる鋼片をその熱間圧延において
、850℃以上の温度オーステナイト再結晶−未再結晶
の遷移温度領域にて仕上圧延することによって、耐水素
誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性のいずれにもすぐれる
非11質熱延鋼板を得ることができ、かかる鋼板は、N
ACEIli食環境下においても、何らの割れも生じな
い。
大旌五
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
第1表に示す化学成分を有する鋼片を熱間圧延するに際
して、第2表に示す条件にて仕上圧延し、冷却して、熱
延鋼板を製造した。この熱延鋼板から長さ100fi、
幅20m及び厚さ1(Inの試験片を採取し、全面を上
仕上した。
して、第2表に示す条件にて仕上圧延し、冷却して、熱
延鋼板を製造した。この熱延鋼板から長さ100fi、
幅20m及び厚さ1(Inの試験片を採取し、全面を上
仕上した。
これら試験片をNACE (食塩5%と酢酸0.5%
を含み、硫化水素を飽和させた水溶液)に96時間浸漬
した後、それぞれの試験片について、6断面の検鏡観察
と超音波探傷器によって、水素誘起割れ(HI G)を
調べた。また、各試験片に降伏強さの70%応力を付加
した条件下で、上記と同じ方法にて応力腐食割れ(SC
C)を調べた。
を含み、硫化水素を飽和させた水溶液)に96時間浸漬
した後、それぞれの試験片について、6断面の検鏡観察
と超音波探傷器によって、水素誘起割れ(HI G)を
調べた。また、各試験片に降伏強さの70%応力を付加
した条件下で、上記と同じ方法にて応力腐食割れ(SC
C)を調べた。
耐HIC性及び耐SCC性の結果を第2表に示す、尚、
表において、耐HIC性の評価は、○:割れなし、68
割れ長さ率が3%未満、×:割れ長さ率が3%以上を示
し、ここに、割れ長さ率とは、Wを板幅、aを亀裂長さ 耐SCC性の評価は、08割れなし、62割れが一部に
認められるが、試験片を貫通していない、×:割れが試
験片を貫通しており、試験片が折れていることを示す。
表において、耐HIC性の評価は、○:割れなし、68
割れ長さ率が3%未満、×:割れ長さ率が3%以上を示
し、ここに、割れ長さ率とは、Wを板幅、aを亀裂長さ 耐SCC性の評価は、08割れなし、62割れが一部に
認められるが、試験片を貫通していない、×:割れが試
験片を貫通しており、試験片が折れていることを示す。
更に、第2表には、得られた鋼板の混粒の状態も併せて
示す。
示す。
第1図は、Nb添加量及び仕上圧延終了温度と再結晶オ
ーステナイト−未再結晶オーステナイト遷移領域との関
係を示すグラフ、第2図は、仕上圧延後の冷却速度と粒
径5μm以上のフェライト面積率との関係を示すグラフ
である。 特許出願人 株式会社、神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第1図 Nb−1<*1旬 第2図 清却速度C′111!#)
ーステナイト−未再結晶オーステナイト遷移領域との関
係を示すグラフ、第2図は、仕上圧延後の冷却速度と粒
径5μm以上のフェライト面積率との関係を示すグラフ
である。 特許出願人 株式会社、神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第1図 Nb−1<*1旬 第2図 清却速度C′111!#)
Claims (2)
- (1)重量%で C0.01〜0.4%、 Si0.01〜0.5%、 Mn0.01〜2.0%、 Al0.01〜0.1%、 Nb0.01〜0.1%、 P0.1%以下、 S0.03%以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延する
に際して、850℃以上の温度にて仕上圧延した後、9
50〜700℃の温度域から冷却速度5〜40℃/秒に
て冷却して、650〜350℃で巻取ることで、粒径5
μm以上のフェライト粒の占める面積率10〜50%の
混粒組織とすることを特徴とする耐水素誘起割れ性及び
耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法。 - (2)重量%で (a)C0.01〜0.4%、 Si0.01〜0.5%、 Mn0.01〜2.0%、 Al0.01〜0.1%、 Nb0.01〜0.1%、 P0.1%以下、 S0.03%以下を含有し、更に、 (b)Ca0.001〜0.01%、 V0.01〜0.1%、 Ti0.01〜0.1%、 Cr0.01〜1.0%、 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延する
に際して、850℃以上の温度にて仕上圧延した後、9
50〜700℃の温度域から冷却速度5〜40℃/秒に
て冷却して、650〜350℃で巻取ることで、粒径5
μm以上のフェライト粒の占める面積率10〜50%の
混粒組織とすることを特徴とする耐水素誘起割れ性及び
耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3672287A JPS63203721A (ja) | 1987-02-18 | 1987-02-18 | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3672287A JPS63203721A (ja) | 1987-02-18 | 1987-02-18 | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63203721A true JPS63203721A (ja) | 1988-08-23 |
Family
ID=12477638
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3672287A Pending JPS63203721A (ja) | 1987-02-18 | 1987-02-18 | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63203721A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04210117A (ja) * | 1990-11-30 | 1992-07-31 | Toyota Motor Corp | 内燃機関用軸と軸受の組み合わせ |
WO1995004166A1 (fr) * | 1993-07-28 | 1995-02-09 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier pour boites de conserve a resistance elevee a la fissuration par corrosion sous contraintes, et son procede de fabrication |
KR20030096892A (ko) * | 2002-06-18 | 2003-12-31 | 현대자동차주식회사 | 비조질강 조성물 및 이를 이용한 커넥팅로드의 제조 방법 |
JP2009242826A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 |
KR100957938B1 (ko) | 2002-12-28 | 2010-05-13 | 주식회사 포스코 | 내수소유기균열성 및 내유화물응력균열성이 우수한 강재및 그 제조방법 |
KR100957979B1 (ko) * | 2007-12-18 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | Sohic 저항성이 우수한 압력용기용 강판 |
-
1987
- 1987-02-18 JP JP3672287A patent/JPS63203721A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04210117A (ja) * | 1990-11-30 | 1992-07-31 | Toyota Motor Corp | 内燃機関用軸と軸受の組み合わせ |
WO1995004166A1 (fr) * | 1993-07-28 | 1995-02-09 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier pour boites de conserve a resistance elevee a la fissuration par corrosion sous contraintes, et son procede de fabrication |
CN1043904C (zh) * | 1993-07-28 | 1999-06-30 | 新日本制铁株式会社 | 具有强的抗应力腐蚀开裂性能的罐用钢板及其制造方法 |
KR20030096892A (ko) * | 2002-06-18 | 2003-12-31 | 현대자동차주식회사 | 비조질강 조성물 및 이를 이용한 커넥팅로드의 제조 방법 |
KR100957938B1 (ko) | 2002-12-28 | 2010-05-13 | 주식회사 포스코 | 내수소유기균열성 및 내유화물응력균열성이 우수한 강재및 그 제조방법 |
KR100957979B1 (ko) * | 2007-12-18 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | Sohic 저항성이 우수한 압력용기용 강판 |
JP2009242826A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4022958B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
JP5893768B2 (ja) | ストリップ鋳造法による700MPa級高強度耐候性鋼の製造方法 | |
JP5846445B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP6610749B2 (ja) | 高強度冷延薄鋼板 | |
JPH08295982A (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
JPH10298645A (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
JPS63203721A (ja) | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 | |
JP2008013812A (ja) | 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
JPH03202421A (ja) | 異方性の小さい高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP4010131B2 (ja) | 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPS6137334B2 (ja) | ||
JP2001207244A (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPH06240355A (ja) | 高靱性厚物tmcp鋼板の製造方法 | |
JPH03170618A (ja) | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 | |
JPS63241120A (ja) | 高延性高強度複合組織鋼板の製造法 | |
JPH05222484A (ja) | 耐火性と靱性に優れた建築用低降伏比熱延鋼帯およびその製造方法 | |
JP3085253B2 (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる原油タンカー用鋼板の製造方法 | |
JP4848651B2 (ja) | 捻り剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JP3870840B2 (ja) | 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPS63210234A (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
KR100241016B1 (ko) | 인성이 우수한 고망간강 및 이의 열간압연방법 | |
JPH07268467A (ja) | 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法 | |
JP2003034825A (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPS6410565B2 (ja) | ||
JPH05255738A (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |