JPH02217417A - Dwtt特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
Dwtt特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH02217417A JPH02217417A JP3608289A JP3608289A JPH02217417A JP H02217417 A JPH02217417 A JP H02217417A JP 3608289 A JP3608289 A JP 3608289A JP 3608289 A JP3608289 A JP 3608289A JP H02217417 A JPH02217417 A JP H02217417A
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- 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〉
本発明は原油や天然ガス等を輸送するパイプラインに使
われる厚肉UOE鋼管に用いられるDWTT特性の優れ
た非調質高張力鋼板に関するものである。
われる厚肉UOE鋼管に用いられるDWTT特性の優れ
た非調質高張力鋼板に関するものである。
〈従来の技術〉
最近は、原油や天然ガスなどを輸送するパイプラインに
おいては、輸送の効率を上げるため高圧の操業が指向さ
れ、強度が高く、かつ板厚が厚いUOE鋼管用鋼板が要
求されている。これらのパイプラインは脆性破壊に対す
る安全性を高めるため、脆性破壊の発生特性を向上させ
ることは勿論、発生した脆性亀裂を停止する能力を向上
させる必要がある。前者はシャルピー衝撃試験の破面遷
移温度やCTOD試験にて評価されるのに対し、後者は
DWTT(Drop 14eight Tear Te
5t)の破面遷移温度で評価される。
おいては、輸送の効率を上げるため高圧の操業が指向さ
れ、強度が高く、かつ板厚が厚いUOE鋼管用鋼板が要
求されている。これらのパイプラインは脆性破壊に対す
る安全性を高めるため、脆性破壊の発生特性を向上させ
ることは勿論、発生した脆性亀裂を停止する能力を向上
させる必要がある。前者はシャルピー衝撃試験の破面遷
移温度やCTOD試験にて評価されるのに対し、後者は
DWTT(Drop 14eight Tear Te
5t)の破面遷移温度で評価される。
従来DWTTの破面遷移温度(85%5ATT)を低下
させて脆性亀裂の伝播停止特性を向上させるには、シャ
ルピー衝撃試験の遷移温度とDWTTの破面遷移温度と
が相関ありとの考えから、結晶粒の微細化を達成するこ
とが重要であり、そのためたとえば制御圧延などの結晶
粒微細化技術が発展してきたことは周知のことである。
させて脆性亀裂の伝播停止特性を向上させるには、シャ
ルピー衝撃試験の遷移温度とDWTTの破面遷移温度と
が相関ありとの考えから、結晶粒の微細化を達成するこ
とが重要であり、そのためたとえば制御圧延などの結晶
粒微細化技術が発展してきたことは周知のことである。
しかしながら、板厚が20閾を越えるような場合には、
細粒化を行えばシャルピーの遷移温度は低温側に移行す
るもののDWTTの遷移温度は必ずしも低温側に移行せ
ず、したがって要求特性を満足させ得ない場合が往々に
して出てきた。
細粒化を行えばシャルピーの遷移温度は低温側に移行す
るもののDWTTの遷移温度は必ずしも低温側に移行せ
ず、したがって要求特性を満足させ得ない場合が往々に
して出てきた。
また、(α+y)2相域圧延を実施することにより、鯛
仮に(100)集合組織を発達せしめ、Z方向のへき開
強度を低下させてDWTT片破面上にセパレーシッンを
生じさせることにより亀裂先端の3軸応力を緩和させて
り、T方向の靭性を向上させる方法もしばしば用いられ
ている。
仮に(100)集合組織を発達せしめ、Z方向のへき開
強度を低下させてDWTT片破面上にセパレーシッンを
生じさせることにより亀裂先端の3軸応力を緩和させて
り、T方向の靭性を向上させる方法もしばしば用いられ
ている。
しかしながら、この方法は圧延機に過大な負荷を与え、
また圧延能率を低下させるので好ましくない。
また圧延能率を低下させるので好ましくない。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明の目的はこのような厚肉材のDWTT特性を向上
させる製造方法を提供することである。
させる製造方法を提供することである。
く課題を解決するための手段〉
本発明は、重量比にて、C: 0.005〜0.15
%。
%。
Si: 0.05〜1.0%、 Mn : 0.6〜
2.5%、 A1: 0.005〜0,08%、 Nb
: 0.005〜0.1%を含み、さらに必要に応じ
てV : o、oi 〜o、to%、(:u: 1.
0%以下。
2.5%、 A1: 0.005〜0,08%、 Nb
: 0.005〜0.1%を含み、さらに必要に応じ
てV : o、oi 〜o、to%、(:u: 1.
0%以下。
Nt:I、0%以下、Cr:1.0%以下、 Mo:
0.5%以下、 Ti : 0.005〜0.1%、
B : 0.0003〜0.0020%。
0.5%以下、 Ti : 0.005〜0.1%、
B : 0.0003〜0.0020%。
Ca : 0.001〜0.010%、 rl E
M : 0.001〜0.010%のいずれか1種又
は2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よ
りなるスラブを1050〜1250℃の温度範囲に加熱
後(Ars+150℃)以上の再結晶T域で5%/パス
以下の軽圧下を1〜3パス含む30%以上の圧下を与え
、さらに引続いて(Ars+150℃)未満静1以上の
未再結晶T域で65〜90%の圧下を与え、その後空冷
し、次いで(静、−20℃) 〜(Ars 70℃)
の温度範囲から3〜30℃/sの冷却速度で650〜4
00℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするD
WTT特性の優れた非!11質高張力鋼板の製造方法で
ある。
M : 0.001〜0.010%のいずれか1種又
は2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よ
りなるスラブを1050〜1250℃の温度範囲に加熱
後(Ars+150℃)以上の再結晶T域で5%/パス
以下の軽圧下を1〜3パス含む30%以上の圧下を与え
、さらに引続いて(Ars+150℃)未満静1以上の
未再結晶T域で65〜90%の圧下を与え、その後空冷
し、次いで(静、−20℃) 〜(Ars 70℃)
の温度範囲から3〜30℃/sの冷却速度で650〜4
00℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするD
WTT特性の優れた非!11質高張力鋼板の製造方法で
ある。
〈作 用〉
本発明者らは厚肉材のDWTT特性を向上させるミクロ
組織を検討したところ、単にフェライト結晶粒を微細化
させるよりもある程度粗大なポリゴナルフエライトを混
入させた方が、DWTT特性が向上することを見出した
。すなわち組織中に10〜25nのポリゴナルフエライ
トを5〜40%含ませることによりDWTT特性が向上
し、一方シャルビー特性は劣化しない。
組織を検討したところ、単にフェライト結晶粒を微細化
させるよりもある程度粗大なポリゴナルフエライトを混
入させた方が、DWTT特性が向上することを見出した
。すなわち組織中に10〜25nのポリゴナルフエライ
トを5〜40%含ませることによりDWTT特性が向上
し、一方シャルビー特性は劣化しない。
本発明は上記の組織を工業的に実現するための製造方法
に係わる。
に係わる。
まず本発明の基礎となった実験について説明する。
第1図は0.06%C−0,20%5t−1,,15%
Mn−0,03%Nb−0,05%V−0.2%Cu−
0.2%N1fiを1150℃に加熱後、(Ar2 +
1.50℃)以上の再結晶T域で60%の圧下を与え
た後、(Ar3+I50℃)〜^r。
Mn−0,03%Nb−0,05%V−0.2%Cu−
0.2%N1fiを1150℃に加熱後、(Ar2 +
1.50℃)以上の再結晶T域で60%の圧下を与え
た後、(Ar3+I50℃)〜^r。
の未再粘晶T域で0〜90%の圧下を与え、その後空冷
し、(Ars40℃)からlO℃/sの冷却速度で50
0℃まで冷却したときのシャルピー特性およびDWTT
特性の変化を示したものである。
し、(Ars40℃)からlO℃/sの冷却速度で50
0℃まで冷却したときのシャルピー特性およびDWTT
特性の変化を示したものである。
このときの仕上厚は25mとした。(Δrs+150”
C)以上の再結晶γ域で60%の圧下を与える際、Δ印
(比較鋼)は10%/パスで圧下を与えたが、一方O印
(本発明tI4)は再結晶域圧延終了前2パスの圧下を
3%/パスとし、その他は10%/パスで圧下を与えた
。
C)以上の再結晶γ域で60%の圧下を与える際、Δ印
(比較鋼)は10%/パスで圧下を与えたが、一方O印
(本発明tI4)は再結晶域圧延終了前2パスの圧下を
3%/パスとし、その他は10%/パスで圧下を与えた
。
この図に示す結果より、比較鋼の場合、未再結晶γ域で
の圧下率を65%以上にしてもシャルピー特性およびD
WTT特性は大きく向上しないのに対して本発明鋼の場
合、未再結晶γ域での圧下率が65%以上になると、シ
ャルピー特性は変わらないが、DWTT特性は著しく向
上することがわかる。
の圧下率を65%以上にしてもシャルピー特性およびD
WTT特性は大きく向上しないのに対して本発明鋼の場
合、未再結晶γ域での圧下率が65%以上になると、シ
ャルピー特性は変わらないが、DWTT特性は著しく向
上することがわかる。
これは再結晶γ域での低圧下率/パスの圧下を加えるこ
とにより1粒界が歪誘起移動を起こし、適度の混粒状態
となる。この混粒子を(Ars + 150℃)以下の
未再結晶γ域で65%以上の圧下を与えた後、(Ars
20℃)以下まで空冷後加速冷却することにより、平均
粒径が6n以下の中に加速冷却部に生成した歪の少ない
IO〜25μの粗大フェライト粒が生成する。
とにより1粒界が歪誘起移動を起こし、適度の混粒状態
となる。この混粒子を(Ars + 150℃)以下の
未再結晶γ域で65%以上の圧下を与えた後、(Ars
20℃)以下まで空冷後加速冷却することにより、平均
粒径が6n以下の中に加速冷却部に生成した歪の少ない
IO〜25μの粗大フェライト粒が生成する。
このような歪の少ない粗大フェライトが存在した場合、
DWTT特性が著しく向上することが明らかとなった。
DWTT特性が著しく向上することが明らかとなった。
その理由は進行する脆性亀裂先端に出来る塑性域が歪の
少ないボリゴナルフエライトの存在により拡がりやすく
なり、その結果亀裂先端の応力を緩和するためと考えら
れるが、詳細は明らかでない。
少ないボリゴナルフエライトの存在により拡がりやすく
なり、その結果亀裂先端の応力を緩和するためと考えら
れるが、詳細は明らかでない。
なお従来から圧延後の冷却開始温度を計、以下とする例
がたとえば特開昭52−123921号公報や特開昭5
8−77529号公報に見られるが、いずれも本発明の
ように再結晶γ域で軽圧下することによりフェライトの
適切な混粒化を図り、DWTT特性を向上させることに
ついての開示は見られない。
がたとえば特開昭52−123921号公報や特開昭5
8−77529号公報に見られるが、いずれも本発明の
ように再結晶γ域で軽圧下することによりフェライトの
適切な混粒化を図り、DWTT特性を向上させることに
ついての開示は見られない。
次に、本発明において用いる材料の成分組成の限定理由
について説明する。
について説明する。
C:
Cは0.005%未満では鋼板強度が不足し、また、溶
接熱影響部(以下、HA Zと記す)の軟化を来し、一
方0,15%を越えると母材の靭性が劣化するとともに
溶接部の硬化に加え、耐割れ性の劣化も著しくなるので
、Cはo、oos〜0.15%の範囲内にする必要があ
る。
接熱影響部(以下、HA Zと記す)の軟化を来し、一
方0,15%を越えると母材の靭性が劣化するとともに
溶接部の硬化に加え、耐割れ性の劣化も著しくなるので
、Cはo、oos〜0.15%の範囲内にする必要があ
る。
Sj :
Slは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、0.05%未満では母材靭性が不足し、−方、1.
0%を越えると鋼の清浄度が劣化して靭性低下の原因に
なるので、Slは0.05〜1.0%の範囲内にする必
要がある。
が、0.05%未満では母材靭性が不足し、−方、1.
0%を越えると鋼の清浄度が劣化して靭性低下の原因に
なるので、Slは0.05〜1.0%の範囲内にする必
要がある。
hn:
Mnは0.6%未満では鋼板の強度および靭性が不足し
、さらにT(A、 Zの軟化がひどくなり、一方、2.
5%を越えるとI(A Zの靭性が劣化するので、Mn
は0.6〜2.5%の範囲内にする必要がある。
、さらにT(A、 Zの軟化がひどくなり、一方、2.
5%を越えるとI(A Zの靭性が劣化するので、Mn
は0.6〜2.5%の範囲内にする必要がある。
八l!
鋼の脱酸上最低0.005%の八lを固溶するよう含有
させることが必要であり、一方、0.08%を越えると
HA Zの靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化
するので、A/は0゜005〜0.08%の範囲内にす
る必要がある。
させることが必要であり、一方、0.08%を越えると
HA Zの靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化
するので、A/は0゜005〜0.08%の範囲内にす
る必要がある。
Nb:
Nbばフェライトの細粒化に効果があるが、0.005
%未満でその効果は発現せず、一方、0.1%を越える
と溶接時に溶接金属中に拡散し、溶接金属の靭性を低下
させるので、Nbは0.005〜0.10%の範囲内に
限定した。
%未満でその効果は発現せず、一方、0.1%を越える
と溶接時に溶接金属中に拡散し、溶接金属の靭性を低下
させるので、Nbは0.005〜0.10%の範囲内に
限定した。
以上の成分組成において、本発明の方法による所期した
効果を奏するが、その他以下に掲げる成分がそれらの添
加目的の下で含有される場合にあっても、この発明によ
る効果の達成を妨げることはない。
効果を奏するが、その他以下に掲げる成分がそれらの添
加目的の下で含有される場合にあっても、この発明によ
る効果の達成を妨げることはない。
Ni:
NiはIIAZの硬化性および靭性に悪い影響を与える
ことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有用であ
るが、1.0%を越えて含有させるのは製造コストの上
昇を招くので1.0%以下にする。
ことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有用であ
るが、1.0%を越えて含有させるのは製造コストの上
昇を招くので1.0%以下にする。
Cu;
Cuは後述のNiとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性の向上にも寄与するが、1.0%を越えると熱間
圧延中にクラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状
が劣化するので、1.0%以下にする必要がある。
耐食性の向上にも寄与するが、1.0%を越えると熱間
圧延中にクラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状
が劣化するので、1.0%以下にする必要がある。
MO=
Moは圧延時の1粒を整粒となし、なおかつ微細なベイ
ナイトを生成するので強度、靭性の向上に有用であるが
、0.5%を越える必要はなく、却って製造コストの上
昇を招く不利を来すのでMOは0.5%以下に限定する
。
ナイトを生成するので強度、靭性の向上に有用であるが
、0.5%を越える必要はなく、却って製造コストの上
昇を招く不利を来すのでMOは0.5%以下に限定する
。
■:
■は鋼板の母材の強度と靭性向上、継手強度確保のため
、むしろ0.01%以上の含有を可とするが、0.10
%を越えると母材およびHA Zの靭性を著しく劣化さ
せるので、■は0.1θ%以下の範囲内に制限する。
、むしろ0.01%以上の含有を可とするが、0.10
%を越えると母材およびHA Zの靭性を著しく劣化さ
せるので、■は0.1θ%以下の範囲内に制限する。
Cr:
C「は鋼板の母材強度と継手強度確保のために含有させ
得るが、1.0%を越えると母材の靭性ばかりか溶接部
靭性にも悪影響が生じるので、1.0%以下にする必要
がある。
得るが、1.0%を越えると母材の靭性ばかりか溶接部
靭性にも悪影響が生じるので、1.0%以下にする必要
がある。
Ti :
Tiは1粒の微細化効果による靭性向上とT+炭窒化物
の強度上昇を目的として添加する。しかし、Ti1lが
0.005%未満ではその効果はなく、また、0.10
%を越えると靭性が劣化するのでTi1lの範囲をo、
oos〜0.10%とする。
の強度上昇を目的として添加する。しかし、Ti1lが
0.005%未満ではその効果はなく、また、0.10
%を越えると靭性が劣化するのでTi1lの範囲をo、
oos〜0.10%とする。
B:
Bは焼入性を向上させ、ベイナイト体積率の増大により
強度上昇を目的として添加する。しかし、Bfiが0.
0003%未満では強度上昇効果がなく、また、0.0
02%を越えるとマルテンサイトが生じ、靭性が劣化す
るのでB量の範囲は0.0003〜0.002%とする
。
強度上昇を目的として添加する。しかし、Bfiが0.
0003%未満では強度上昇効果がなく、また、0.0
02%を越えるとマルテンサイトが生じ、靭性が劣化す
るのでB量の範囲は0.0003〜0.002%とする
。
Ca:
Caは0.001%程度の@量にてMnSの形態制御に
効果をもたらし、鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有
効であるが、0.010%を越えると鋼の清浄度が悪く
なり内部欠陥の原因となるので、0.001〜0.01
0%の範囲に限定した。
効果をもたらし、鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有
効であるが、0.010%を越えると鋼の清浄度が悪く
なり内部欠陥の原因となるので、0.001〜0.01
0%の範囲に限定した。
REM:
REM (La、 Ce、 Pr+ Nd+
Ilo Ss、 I!u、 Gd+ Tb+
Dy、 Ilo、 Er、 Tu、 Yb、 Lu+
Sc+ Ytの希土類元素)は、0.003%程度の微
量にてやはりMnSの形態制御効果をあられし、鋼板の
圧延と直角方向の靭性向上に有効であるが、o、oto
%を越えると鋼の清浄度が悪くなるほかにアーク溶接の
面でも不利があるので、0.001〜0.01.0%の
範囲に限定した。
Ilo Ss、 I!u、 Gd+ Tb+
Dy、 Ilo、 Er、 Tu、 Yb、 Lu+
Sc+ Ytの希土類元素)は、0.003%程度の微
量にてやはりMnSの形態制御効果をあられし、鋼板の
圧延と直角方向の靭性向上に有効であるが、o、oto
%を越えると鋼の清浄度が悪くなるほかにアーク溶接の
面でも不利があるので、0.001〜0.01.0%の
範囲に限定した。
次に本発明の第2の構成要件である加熱、圧延、冷却条
件の限定理由について説明する。
件の限定理由について説明する。
はじめにスラブを加熱するが、加熱温度が1050℃未
満ではNbの固溶量が0.01%未満となるため、高強
度化が達成できない、また綱を1250℃を越えて加熱
すると、続く再結晶γ域での圧延を行ってもオーステナ
イト粒の細粒化が不十分となり靭性が劣化する。よって
加熱温度は1050〜1250℃の範囲にする必要があ
る。
満ではNbの固溶量が0.01%未満となるため、高強
度化が達成できない、また綱を1250℃を越えて加熱
すると、続く再結晶γ域での圧延を行ってもオーステナ
イト粒の細粒化が不十分となり靭性が劣化する。よって
加熱温度は1050〜1250℃の範囲にする必要があ
る。
上記条件により加熱されたスラブを(Ari+150℃
)以上の再結晶γ域で圧延を施す、この温度域では歪誘
起粒界移動によるγ粒の粗大化と、圧延−再結晶の繰り
返しにより結晶粒の細粒化の双方を同時に行う重要な工
程である。歪誘起粒界移動による1粒の粗大化は低圧下
率/パスの圧下率が5%以下でないと起こらない、また
このパス回数も3回を越えるとγ粒が成長しすぎるため
、最終のα粒径が25n以上となり靭性が劣化する。よ
って低圧下率/パスの圧下率は5%以下、このパス回数
は3回以下にする必要がある。この低圧下率/パスを与
える温度域は(Ars + 150 ℃)以上の再結晶
γ域であれば良いが、好ましくは圧延開始初期に与える
より圧延途上や圧延終了近傍で与える方が良い。
)以上の再結晶γ域で圧延を施す、この温度域では歪誘
起粒界移動によるγ粒の粗大化と、圧延−再結晶の繰り
返しにより結晶粒の細粒化の双方を同時に行う重要な工
程である。歪誘起粒界移動による1粒の粗大化は低圧下
率/パスの圧下率が5%以下でないと起こらない、また
このパス回数も3回を越えるとγ粒が成長しすぎるため
、最終のα粒径が25n以上となり靭性が劣化する。よ
って低圧下率/パスの圧下率は5%以下、このパス回数
は3回以下にする必要がある。この低圧下率/パスを与
える温度域は(Ars + 150 ℃)以上の再結晶
γ域であれば良いが、好ましくは圧延開始初期に与える
より圧延途上や圧延終了近傍で与える方が良い。
一方圧延一再結晶の繰り返しにより1粒の細粒化を行う
が、再結晶γ域での圧下率が30%未満ではγ粒の細粒
化が不十分となり、続(未再結晶γ域での圧下を行って
も靭性が劣化する。よって再結晶γ域での圧下率は30
%以上とする必要がある。
が、再結晶γ域での圧下率が30%未満ではγ粒の細粒
化が不十分となり、続(未再結晶γ域での圧下を行って
も靭性が劣化する。よって再結晶γ域での圧下率は30
%以上とする必要がある。
次に(^ri+150℃)未満Ar、以上の未再結晶γ
域での圧延は、1粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入す
るために行うが、(Ars+150℃)以上の温度域あ
るいは計1未満の温度域では前記目的が達成されない。
域での圧延は、1粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入す
るために行うが、(Ars+150℃)以上の温度域あ
るいは計1未満の温度域では前記目的が達成されない。
次にこの温度域での圧下率を65〜90%の範囲にする
必要がある。圧下率が65%未満ではオーステナイトの
伸長化、変形帯の導入が不十分となり、この後に続く空
冷中にフェライトが粗大化するため、靭性が著しく劣化
する。よって圧下率の上限を65%とした。また90%
を越える圧下率で圧延しても前記効果が飽和し、フェラ
イト粒径の微細化効果が小さくなるため、90%を上限
とした。
必要がある。圧下率が65%未満ではオーステナイトの
伸長化、変形帯の導入が不十分となり、この後に続く空
冷中にフェライトが粗大化するため、靭性が著しく劣化
する。よって圧下率の上限を65%とした。また90%
を越える圧下率で圧延しても前記効果が飽和し、フェラ
イト粒径の微細化効果が小さくなるため、90%を上限
とした。
続いて(Ars 20”C) 〜(Ars 70℃
)の温度範囲まで空冷するが、これは本発明の主目的で
あるDWTT特性を向上させるために粗大ボリゴナルフ
ェライトを生成させるために行う、空冷の終了温度が(
Ars20℃)より高い場合、粗大、ボリゴナルフェラ
イト粒径が10p11以上とならず、またその体積率も
5%以上とならない、一方空冷終了温度が(Ars70
℃)より低い場合、粗大ポリゴナルフェライト粒径が2
5μ−以上となり、またその体積率も40%以上となり
、いずれもDWTT特性は劣化する。よって空冷の温度
範囲は(Ars20℃)〜(Ars 70℃)の範囲
に限定した。
)の温度範囲まで空冷するが、これは本発明の主目的で
あるDWTT特性を向上させるために粗大ボリゴナルフ
ェライトを生成させるために行う、空冷の終了温度が(
Ars20℃)より高い場合、粗大、ボリゴナルフェラ
イト粒径が10p11以上とならず、またその体積率も
5%以上とならない、一方空冷終了温度が(Ars70
℃)より低い場合、粗大ポリゴナルフェライト粒径が2
5μ−以上となり、またその体積率も40%以上となり
、いずれもDWTT特性は劣化する。よって空冷の温度
範囲は(Ars20℃)〜(Ars 70℃)の範囲
に限定した。
上記範囲まで空冷後加速冷却を行うが、冷却速度は3℃
/Sに満たないと加速冷却の効果がなく、一方30℃/
Sを越えると焼入組織となり焼戻工程が必要となるので
冷却速度を3〜30℃/sの範囲に限定した。前記加速
冷却は650℃以下400℃までの加速冷却を続けるが
、650℃を越える温度で冷却を停止すると加速冷却の
効果が生じないため、また400℃未満で冷却を停止す
ると鋼板内に歪が生じやすくなるため、加速冷却の停止
温度は650〜400℃の範囲とする。
/Sに満たないと加速冷却の効果がなく、一方30℃/
Sを越えると焼入組織となり焼戻工程が必要となるので
冷却速度を3〜30℃/sの範囲に限定した。前記加速
冷却は650℃以下400℃までの加速冷却を続けるが
、650℃を越える温度で冷却を停止すると加速冷却の
効果が生じないため、また400℃未満で冷却を停止す
ると鋼板内に歪が生じやすくなるため、加速冷却の停止
温度は650〜400℃の範囲とする。
〈実施例〉
第1表に成分組成を示した供試鋼について、第2表に示
す加熱−圧延−冷却条件により処理した。
す加熱−圧延−冷却条件により処理した。
鋼板の機械的性質およびフェライト組織の変化について
調査し、その結果を第2表にまとめて示す。
調査し、その結果を第2表にまとめて示す。
第2表において試験8thl〜8は本発明で限定した範
囲内の成分組成からなる第1表のA鋼のスラブに種々の
加熱−圧延−冷却条件を施し、いずれも板厚22鵡の製
品としたものである。まず試験Nα1はスラブ加熱温度
が1000°c (1050℃未満)と低いため、TS
が低い、試験に2,3.4は再結晶γ域での圧下条件が
15%(30%未満)と低いため、また再結晶γ域での
5%/パス以下の軽圧下のパス回数が5パス(3パス越
)と多いため、シャルピー特性およびDWTT特性が悪
い、試験漱4は未再結晶γ域での圧下率が30%(65
%未満)と低いためシャルピー特性、DWTT特性が悪
い、試験N(15は冷却開始温度が790℃((Ars
20℃)越)と高いためDWTT特性が悪い、試験
魔6は冷却開始温度が670℃N^rs 70℃)未
溝)と低いため、TSが低く、DWTT特性が悪い、こ
れらに対して試験Nα7.8はこの発明の構成要件に従
い製造したため、高い強度と優れたシャルピー特性(v
Trsが一100℃以下)およびDWTT特性(85%
FATTが一20℃以下)を有していることがわかる。
囲内の成分組成からなる第1表のA鋼のスラブに種々の
加熱−圧延−冷却条件を施し、いずれも板厚22鵡の製
品としたものである。まず試験Nα1はスラブ加熱温度
が1000°c (1050℃未満)と低いため、TS
が低い、試験に2,3.4は再結晶γ域での圧下条件が
15%(30%未満)と低いため、また再結晶γ域での
5%/パス以下の軽圧下のパス回数が5パス(3パス越
)と多いため、シャルピー特性およびDWTT特性が悪
い、試験漱4は未再結晶γ域での圧下率が30%(65
%未満)と低いためシャルピー特性、DWTT特性が悪
い、試験N(15は冷却開始温度が790℃((Ars
20℃)越)と高いためDWTT特性が悪い、試験
魔6は冷却開始温度が670℃N^rs 70℃)未
溝)と低いため、TSが低く、DWTT特性が悪い、こ
れらに対して試験Nα7.8はこの発明の構成要件に従
い製造したため、高い強度と優れたシャルピー特性(v
Trsが一100℃以下)およびDWTT特性(85%
FATTが一20℃以下)を有していることがわかる。
次に試験阻9〜13はこの発明に従う成分組成によりな
るB−E鋼のスラブについて、しかもこの発明の構成要
件を全て満足して製造した板J!X20〜30mの鋼板
の機械的性質とミクロ組織の変化を示す、いずれも高い
強度と優れたDWTT特性をイfする鋼板であることが
わかる。
るB−E鋼のスラブについて、しかもこの発明の構成要
件を全て満足して製造した板J!X20〜30mの鋼板
の機械的性質とミクロ組織の変化を示す、いずれも高い
強度と優れたDWTT特性をイfする鋼板であることが
わかる。
〈発明の効果〉
以上述べた如く本発明によれば再結晶γ域での圧延にお
いて、軽圧下のパスを含ませ、かつ冷却開始温度をAr
+以下とすることにより、微細フェライト中に適度な粗
大フェライト粒を混入させ、DWTT特性を向上させる
ことができる。
いて、軽圧下のパスを含ませ、かつ冷却開始温度をAr
+以下とすることにより、微細フェライト中に適度な粗
大フェライト粒を混入させ、DWTT特性を向上させる
ことができる。
第1図は未再結晶γ域での圧下率と破面遷移温度との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量比にて、C:0.005〜0.15%、Si:
0.05〜1.0%、Mn:0.6〜2.5%、Al:
0.005〜0.08%、Nb:0.005〜0.1%
を含み、残部がFe及び不可避的不純物よりなるスラブ
を1050〜1250℃の温度範囲に加熱後(Ar_3
+150℃)以上の再結晶γ域で5%/パス以下の軽圧
下を1〜3パス含む30%以上の圧下を与え、さらに引
続いて(Ar_3+150℃)未満Ar_3以上の未再
結晶γ域で65〜90%の圧下を与え、その後空冷し、
次いで(Ar_3−20℃)〜(Ar_3−70℃)の
温度範囲から3〜30℃/sの冷却速度で650〜40
0℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするDW
TT特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法。 2、重量比にて、C:0.005〜0.15%、Si:
0.05〜1.0%、Mn:0.6〜2.5%、Al:
0.005〜0.08%、Nb:0.005〜0.1%
を含み、さらにV:0.01〜0.10%、Cu:1.
0%以下、Ni:1.0%以下、Cr:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、Ti:0.005〜0.1%、B
:0.0003〜0.0020%、Ca:0.001〜
0.010%、REM:0.001〜0.010%のい
ずれか1種又は2種以上を含有し、残部がFe及び不可
避的不純物よりなるスラブを1050〜1250℃の温
度範囲に加熱後(Ar_3+150℃)以上の再結晶γ
域で5%/パス以下の軽圧下を1〜3パス含む30%以
上の圧下を与え、さらに引続いて(Ar_3+150℃
)未満Ar_3以上の未再結晶γ域で65〜90%の圧
下を与え、その後空冷し、次いで(Ar_3−20℃)
〜(Ar_3−70℃)の温度範囲から3〜30℃/s
の冷却速度で650〜400℃の温度範囲まで加速冷却
することを特徴とするDWTT特性の優れた非調質高張
力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3608289A JPH02217417A (ja) | 1989-02-17 | 1989-02-17 | Dwtt特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3608289A JPH02217417A (ja) | 1989-02-17 | 1989-02-17 | Dwtt特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02217417A true JPH02217417A (ja) | 1990-08-30 |
Family
ID=12459823
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3608289A Pending JPH02217417A (ja) | 1989-02-17 | 1989-02-17 | Dwtt特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02217417A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1996023909A1 (fr) * | 1995-02-03 | 1996-08-08 | Nippon Steel Corporation | Acier de canalisation extremement resistant possedant un rapport d'ecoulement peu eleve et une excellente resistance a basse temperature |
JP2008111167A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
JP2008280600A (ja) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れた鋼板並びにその製造方法 |
JP2010509494A (ja) * | 2006-11-02 | 2010-03-25 | ポスコ | 低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法 |
JP2011195883A (ja) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Jfe Steel Corp | 引張強度590MPa以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
JP2013007101A (ja) * | 2011-06-24 | 2013-01-10 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 |
JP2017078212A (ja) * | 2015-10-21 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 低降伏比鋼板およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-02-17 JP JP3608289A patent/JPH02217417A/ja active Pending
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1996023909A1 (fr) * | 1995-02-03 | 1996-08-08 | Nippon Steel Corporation | Acier de canalisation extremement resistant possedant un rapport d'ecoulement peu eleve et une excellente resistance a basse temperature |
US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
JP2008111167A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
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JP2017078212A (ja) * | 2015-10-21 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 低降伏比鋼板およびその製造方法 |
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