JP2001123243A - 高い衝撃吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板 - Google Patents
高い衝撃吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板Info
- Publication number
- JP2001123243A JP2001123243A JP29927099A JP29927099A JP2001123243A JP 2001123243 A JP2001123243 A JP 2001123243A JP 29927099 A JP29927099 A JP 29927099A JP 29927099 A JP29927099 A JP 29927099A JP 2001123243 A JP2001123243 A JP 2001123243A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- plane
- steel sheet
- hkl
- ray diffraction
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】板厚２０ｍｍ以下で高い衝撃吸収エネルギーを
有する高強度鋼板。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１、Ｍｎ：
１．０〜２．０、Ｎｂ：０．０１〜０．１、Ｔｉ：０．
００５〜０．０２、Ｎ：０．００１〜０．００６を含有
し、以下、Ｓｉ：０．５、Ｐ：０．０２、Ｓ：０．００
３、Ａｌ：０．０６、Ｏ：０．００５以下で、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、圧延集
合組織が、（１）式を満たす、高い衝撃吸収エネルギー
を有する板厚２０ｍｍ以下の薄手高強度鋼板。ｌｏｇ
［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．５・・・
（１）。Ｉ：本発明鋼についてＸ線回折により得られる
面強度。Ｉ0：ランダム結晶方位を有する試料のＸ線回
折により得られる面強度。Ｉ／Ｉ0{hkl}：フェライトの
格子面｛ｈｋｌ｝の面強度Ｉとフェライトの格子面｛ｈ
ｋｌ｝の面強度Ｉ0との比。ただし、Ｘ線回折の測定面
は、板厚方向１／４厚位置の圧延面に平行な面とする。
有する高強度鋼板。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１、Ｍｎ：
１．０〜２．０、Ｎｂ：０．０１〜０．１、Ｔｉ：０．
００５〜０．０２、Ｎ：０．００１〜０．００６を含有
し、以下、Ｓｉ：０．５、Ｐ：０．０２、Ｓ：０．００
３、Ａｌ：０．０６、Ｏ：０．００５以下で、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、圧延集
合組織が、（１）式を満たす、高い衝撃吸収エネルギー
を有する板厚２０ｍｍ以下の薄手高強度鋼板。ｌｏｇ
［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．５・・・
（１）。Ｉ：本発明鋼についてＸ線回折により得られる
面強度。Ｉ0：ランダム結晶方位を有する試料のＸ線回
折により得られる面強度。Ｉ／Ｉ0{hkl}：フェライトの
格子面｛ｈｋｌ｝の面強度Ｉとフェライトの格子面｛ｈ
ｋｌ｝の面強度Ｉ0との比。ただし、Ｘ線回折の測定面
は、板厚方向１／４厚位置の圧延面に平行な面とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、板厚２０ｍｍ以下
の薄手材で優れた衝撃吸収エネルギー（Ｃｖ）特性を有
する高強度鋼に関するものであり、原油・天然ガス等の
輸送用ラインパイプ用鋼板の他、タンク用鋼等として利
用できる。
の薄手材で優れた衝撃吸収エネルギー（Ｃｖ）特性を有
する高強度鋼に関するものであり、原油・天然ガス等の
輸送用ラインパイプ用鋼板の他、タンク用鋼等として利
用できる。
【０００２】
【従来の技術】Ｘ６５〜Ｘ７０級の強度を持つ鋼板はフ
ェライト＋パーライト組織ないし、これに一部ベイナイ
トが混ざった組織を有し、この強度レベルで高いＣｖ
（衝撃吸収エネルギー）を得るのは困難であった。さら
に、セパレーションと呼ばれる衝撃試験片破面に存在す
る圧延面に平行な層状の割れがＣｖを低下させ、不安定
延性破壊発生の原因となる。このため、高Ｃｖ鋼板製造
の方策のひとつとしてセパレーションの抑制が行われて
きた（例えば、特開昭５４−１２２６号公報）。このセ
パレーションの発生量と圧延集合組織との間には相関が
あり、圧延集合組織の発達を抑制することによりセパレ
ーションは抑制され高いＣｖが得られるが（たとえば、
鉄と鋼第６８年（１９８２）ｐｐ４３５〜４４３）、圧
延集合組織とセパレーション発生量およびＣｖ値との関
係を定量化したものはない。
ェライト＋パーライト組織ないし、これに一部ベイナイ
トが混ざった組織を有し、この強度レベルで高いＣｖ
（衝撃吸収エネルギー）を得るのは困難であった。さら
に、セパレーションと呼ばれる衝撃試験片破面に存在す
る圧延面に平行な層状の割れがＣｖを低下させ、不安定
延性破壊発生の原因となる。このため、高Ｃｖ鋼板製造
の方策のひとつとしてセパレーションの抑制が行われて
きた（例えば、特開昭５４−１２２６号公報）。このセ
パレーションの発生量と圧延集合組織との間には相関が
あり、圧延集合組織の発達を抑制することによりセパレ
ーションは抑制され高いＣｖが得られるが（たとえば、
鉄と鋼第６８年（１９８２）ｐｐ４３５〜４４３）、圧
延集合組織とセパレーション発生量およびＣｖ値との関
係を定量化したものはない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、圧延集合組
織の発達度合を規定することによりセパレーションを抑
制し、板厚２０ｍｍ以下の薄手でも高いＣｖ値を有する
Ｘ６５〜Ｘ７０級（ＡＰＩ規格）の高強度鋼板の製造を
可能とするものである。
織の発達度合を規定することによりセパレーションを抑
制し、板厚２０ｍｍ以下の薄手でも高いＣｖ値を有する
Ｘ６５〜Ｘ７０級（ＡＰＩ規格）の高強度鋼板の製造を
可能とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは圧延集合組
織をｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．５に
規定することにより、Ｃｖ特性を劣化させるとされるセ
パレーションの発生を抑制し、高強度かつ高いＣｖを有
する鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。
織をｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．５に
規定することにより、Ｃｖ特性を劣化させるとされるセ
パレーションの発生を抑制し、高強度かつ高いＣｖを有
する鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。
【０００５】本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：０．０３
〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．
０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、さらに必要に応
じて、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３
％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、の１
種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００２〜０．０２％の１
種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる化学成分を有し、Ｘ線回折により得られる
ミラー指数で｛１００｝、｛１１１｝面のフェライトの
面強度がランダム方位試料のそれに対する比（Ｉ／
Ｉ0）をｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．
５に規定することにより、高いＣｖ（衝撃吸収エネルギ
ー）を有することを特徴とする板厚２０ｍｍ以下の高強
度鋼板である。
〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．
０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、さらに必要に応
じて、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３
％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、の１
種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００２〜０．０２％の１
種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる化学成分を有し、Ｘ線回折により得られる
ミラー指数で｛１００｝、｛１１１｝面のフェライトの
面強度がランダム方位試料のそれに対する比（Ｉ／
Ｉ0）をｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．
５に規定することにより、高いＣｖ（衝撃吸収エネルギ
ー）を有することを特徴とする板厚２０ｍｍ以下の高強
度鋼板である。
【０００６】ただし、上記式中において、 Ｉ：本発明鋼についてＸ線回折により得られる面強度 Ｉ0：ランダム結晶方位を有する試料のＸ線回折により
得られる面強度 Ｉ／Ｉ0{hkl}：フェライトの格子面｛ｈｋｌ｝の面強度
Ｉとフェライトの格子面｛ｈｋｌ｝の面強度Ｉ0との比 を意味し、Ｘ線回折の測定面は、板厚方向１／４厚位置
の圧延面に平行な面とする。
得られる面強度 Ｉ／Ｉ0{hkl}：フェライトの格子面｛ｈｋｌ｝の面強度
Ｉとフェライトの格子面｛ｈｋｌ｝の面強度Ｉ0との比 を意味し、Ｘ線回折の測定面は、板厚方向１／４厚位置
の圧延面に平行な面とする。
【０００７】
【発明の実施の形態】高いＣｖを得るにはセパレーショ
ンを抑制することが必要であり、本発明では、圧延集合
組織を制御することによりセパレーション発生量を抑制
し、高いＣｖを得ることを特徴としている。
ンを抑制することが必要であり、本発明では、圧延集合
組織を制御することによりセパレーション発生量を抑制
し、高いＣｖを得ることを特徴としている。
【０００８】本発明者らはｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／
Ｉ0{111}］なる指標を導入することにより、圧延集合組
織の制御による高Ｃｖ鋼板の製造を可能とした。
Ｉ0{111}］なる指標を導入することにより、圧延集合組
織の制御による高Ｃｖ鋼板の製造を可能とした。
【０００９】ＩはＸ線回折（ＸＲＤ）により得られる面
強度であり、Ｉ0は結晶方位がランダムである試料の面
強度である。Ｉ／Ｉ0{100}はフェライト｛１００｝面に
おけるランダム方位試料に対する面強度比である。セパ
レーション発生に影響を及ぼす集合組織は圧延面に平行
な面におけるフェライト｛１００｝面、｛１１１｝面で
あり、上記指標は両者を同時に評価するものである。
強度であり、Ｉ0は結晶方位がランダムである試料の面
強度である。Ｉ／Ｉ0{100}はフェライト｛１００｝面に
おけるランダム方位試料に対する面強度比である。セパ
レーション発生に影響を及ぼす集合組織は圧延面に平行
な面におけるフェライト｛１００｝面、｛１１１｝面で
あり、上記指標は両者を同時に評価するものである。
【００１０】ここでＸＲＤの測定はＭｏターゲット、Ｚ
ｒフィルタを使用し、サンプリングステップを０．０５
°以下、スキャン速度を２°／ｍｉｎ以下とし、試験片
はランダム方位標準試料も含め全て同一サイズとする。
また、圧延面に平行な板厚１／４部の面を測定するもの
とする。ただし、サンプリングステップは０．０２°以
下、スキャン速度は１°／ｍｉｎ以下が望ましい。
ｒフィルタを使用し、サンプリングステップを０．０５
°以下、スキャン速度を２°／ｍｉｎ以下とし、試験片
はランダム方位標準試料も含め全て同一サイズとする。
また、圧延面に平行な板厚１／４部の面を測定するもの
とする。ただし、サンプリングステップは０．０２°以
下、スキャン速度は１°／ｍｉｎ以下が望ましい。
【００１１】セパレーション発生量の指標として、セパ
レーションインデックス（ＳＩ）を衝撃破面単位面積あ
たりに存在するセパレーションの総長と定義すると、図
１および図２に示すように、ＳＩおよびＣｖとｌｏｇ
［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］には相関関係が存在
し、図からも分かるように、ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ
／Ｉ0{111}］≦０．５とすることでセパレーションの発
生を抑制することができ、例えばＪＩＳ４号フルサイズ
換算で−２０℃でのＣｖが３００Ｊを超えるような優れ
た衝撃特性を有する鋼板が得られる。
レーションインデックス（ＳＩ）を衝撃破面単位面積あ
たりに存在するセパレーションの総長と定義すると、図
１および図２に示すように、ＳＩおよびＣｖとｌｏｇ
［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］には相関関係が存在
し、図からも分かるように、ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ
／Ｉ0{111}］≦０．５とすることでセパレーションの発
生を抑制することができ、例えばＪＩＳ４号フルサイズ
換算で−２０℃でのＣｖが３００Ｊを超えるような優れ
た衝撃特性を有する鋼板が得られる。
【００１２】ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦
０．５を満足するような鋼板の製造方法の一例として、
請求項記載組成の鋳片を添加Ｎｂが十分溶解する高温に
再加熱した後、８５０℃以下の累積圧下量が５０％以
下、かつＡｒ3以上の高温で圧延を終了させる。圧延後
の冷却方法は加速冷却、空冷どちらでもかまわない。
０．５を満足するような鋼板の製造方法の一例として、
請求項記載組成の鋳片を添加Ｎｂが十分溶解する高温に
再加熱した後、８５０℃以下の累積圧下量が５０％以
下、かつＡｒ3以上の高温で圧延を終了させる。圧延後
の冷却方法は加速冷却、空冷どちらでもかまわない。
【００１３】次に各化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００１４】Ｃは、（１）式を満足し且つ、強度を確保
するためには最低０．０３％は必要である。しかし、Ｃ
が多すぎると、靭性および衝撃特性の劣化を招くため、
上限を０．１％とした。
するためには最低０．０３％は必要である。しかし、Ｃ
が多すぎると、靭性および衝撃特性の劣化を招くため、
上限を０．１％とした。
【００１５】Ｓｉは脱酸を行うために、添加される元素
であるが、多量に添加すると衝撃特性を著しく劣化させ
る島上マルテンサイトが多量に生成するため、上限を
０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉないしＡｌでも可能で
あり、必ずしも添加する必要はない。
であるが、多量に添加すると衝撃特性を著しく劣化させ
る島上マルテンサイトが多量に生成するため、上限を
０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉないしＡｌでも可能で
あり、必ずしも添加する必要はない。
【００１６】Ｍｎは強度、靭性の確保に不可欠な元素で
あり、Ａｒ3を低下させ集合組織の発達を抑制する働き
があるため、下限を1.0%とする。しかし、Ｍｎが多すぎ
るとスラブの中心偏析を助長し、板厚中心部の靭性およ
び衝撃特性を劣化させるので上限を２．０％とする。
あり、Ａｒ3を低下させ集合組織の発達を抑制する働き
があるため、下限を1.0%とする。しかし、Ｍｎが多すぎ
るとスラブの中心偏析を助長し、板厚中心部の靭性およ
び衝撃特性を劣化させるので上限を２．０％とする。
【００１７】Ｐは多量に存在すると、中心偏析を助長
し、さらに結晶粒界に粒界偏析する事により粒界脆化を
引き起こし、著しい靭性および衝撃特性の低下を引き起
こす。このため、Ｐは０．０２％以下とする。
し、さらに結晶粒界に粒界偏析する事により粒界脆化を
引き起こし、著しい靭性および衝撃特性の低下を引き起
こす。このため、Ｐは０．０２％以下とする。
【００１８】Ｓについても多量に存在すると、中心偏析
を助長し、また伸長したＭｎＳが多量に生成し、靭性お
よび衝撃特性を劣化させるため、その上限を０．００３
％とする。
を助長し、また伸長したＭｎＳが多量に生成し、靭性お
よび衝撃特性を劣化させるため、その上限を０．００３
％とする。
【００１９】Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素
で組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加し、鋼
の清浄度を害するので上限を０．０６％とする。脱酸は
Ｔｉ、Ｓｉでも可能でありＡｌは必ずしも添加する必要
はない。
で組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加し、鋼
の清浄度を害するので上限を０．０６％とする。脱酸は
Ｔｉ、Ｓｉでも可能でありＡｌは必ずしも添加する必要
はない。
【００２０】Ｎｂは結晶粒を微細化するとともに析出強
化元素として、鋼板の機械特性を向上させる。このため
最小値を０．０１％とする。しかしながら、多すぎると
溶接時の継手靭性が劣化するため上限を０．１％とし
た。
化元素として、鋼板の機械特性を向上させる。このため
最小値を０．０１％とする。しかしながら、多すぎると
溶接時の継手靭性が劣化するため上限を０．１％とし
た。
【００２１】Ｔｉはピンニング粒子であるＴｉＮを形成
し、加熱時および溶接熱影響部（ＨＡＺ）のオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、母材およびＨＡＺの靭性を向
上させる。このため、下限を０．００５％とする。しか
し、Ｔｉが多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣが生成し
靭性および衝撃特性を劣化させるため、上限を０．０２
％とする。
し、加熱時および溶接熱影響部（ＨＡＺ）のオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、母材およびＨＡＺの靭性を向
上させる。このため、下限を０．００５％とする。しか
し、Ｔｉが多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣが生成し
靭性および衝撃特性を劣化させるため、上限を０．０２
％とする。
【００２２】Ｎはピンニング粒子であるＴｉＮを形成
し、加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を
抑制し靭性を向上させる。しかし、多すぎるとスラブ表
面疵や固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靭性の劣化の原因とな
るため、０．００１〜０．００６％と定義する。
し、加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を
抑制し靭性を向上させる。しかし、多すぎるとスラブ表
面疵や固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靭性の劣化の原因とな
るため、０．００１〜０．００６％と定義する。
【００２３】Ｏは、鋼中の酸化物を低減し清浄度の改善
と靭性の向上のため、０．００５％以下とする。
と靭性の向上のため、０．００５％以下とする。
【００２４】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持ち０．０
５％以上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果が
あるが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラック
が発生し、製造困難となる。このため、上限を１．０％
とした。
５％以上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果が
あるが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラック
が発生し、製造困難となる。このため、上限を１．０％
とした。
【００２５】Ｎｉは、靭性および衝撃特性を劣化させる
ことなく強度を上昇させる元素として有効である。Ｎｉ
は、ＭｎやＣｒ、Ｍｏと比較して衝撃特性を著しく劣化
させる島状マルテンサイトを形成することが少なく、微
量の添加で溶接部の靭性向上にも有効である。この効果
を発揮させるには、０．１％以上の添加が必要である
が、添加量が多すぎると経済性が損なわれるため、上限
を１．０％とした。
ことなく強度を上昇させる元素として有効である。Ｎｉ
は、ＭｎやＣｒ、Ｍｏと比較して衝撃特性を著しく劣化
させる島状マルテンサイトを形成することが少なく、微
量の添加で溶接部の靭性向上にも有効である。この効果
を発揮させるには、０．１％以上の添加が必要である
が、添加量が多すぎると経済性が損なわれるため、上限
を１．０％とした。
【００２６】Ｃｒは母材、ＨＡＺの強度を増加させる効
果があり、この効果を発揮させるには０．１％以上の添
加が必要である。しかしながら多すぎるとＨＡＺ靭性が
著しく劣化するため上限を１．０％とする。
果があり、この効果を発揮させるには０．１％以上の添
加が必要である。しかしながら多すぎるとＨＡＺ靭性が
著しく劣化するため上限を１．０％とする。
【００２７】Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させ、ベイナイ
ト組織とすることでセパレーション発生に有害な圧延集
合組織を抑制するとともに、強度上昇にも有効である。
しかしながら過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性を劣化させる
のでＭｏの添加量は０．０５〜０．３％とした。
ト組織とすることでセパレーション発生に有害な圧延集
合組織を抑制するとともに、強度上昇にも有効である。
しかしながら過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性を劣化させる
のでＭｏの添加量は０．０５〜０．３％とした。
【００２８】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有し、下限を
０．０１％、上限を０．１％とする。
０．０１％、上限を０．１％とする。
【００２９】Ｍｇは加熱オーステナイト粒径の粗大化を
抑制し、鋼板の機械特性を向上させる。また、溶接時の
継手靭性を向上にも非常に有効である。上記効果を得る
には０．０００１％以上のＭｇが必要となるが、上記効
果はＭｇが０．００３％あれば十分であり、これ以上の
Ｍｇの添加は単にコスト上昇となるため上限を０．００
３％とする。
抑制し、鋼板の機械特性を向上させる。また、溶接時の
継手靭性を向上にも非常に有効である。上記効果を得る
には０．０００１％以上のＭｇが必要となるが、上記効
果はＭｇが０．００３％あれば十分であり、これ以上の
Ｍｇの添加は単にコスト上昇となるため上限を０．００
３％とする。
【００３０】Ｂは焼入れ性を向上させ、強度を上昇させ
るが、多すぎると靭性の劣化を招くだけでなく、焼入れ
性向上効果を消失せしめることもあるので、下限を０．
０００３％、上限を０．００２％とする。
るが、多すぎると靭性の劣化を招くだけでなく、焼入れ
性向上効果を消失せしめることもあるので、下限を０．
０００３％、上限を０．００２％とする。
【００３１】ＣａおよびＲＥＭはともに硫化物（Ｍｎ
Ｓ）の形態を制御し、衝撃特性を向上させる。しかしな
がら、多すぎると巨大なクラスターを形成し、清浄度が
低下するためＣａは０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ
は０．００２〜０．０２％とする。
Ｓ）の形態を制御し、衝撃特性を向上させる。しかしな
がら、多すぎると巨大なクラスターを形成し、清浄度が
低下するためＣａは０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ
は０．００２〜０．０２％とする。
【００３２】
【実施例】Ｎｏ．１〜７はいずれも本発明条件に合致す
る鋼板であり、十分な強度および優れた衝撃特性を有す
る。Ｎｏ．８、９はｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ
0{111}］が０．５を超え、集合組織の制御が出来ていな
いためセパレーションが発生し、Ｃｖが低値となった。
Ｎｏ．１０はＣ量が多すぎるため、集合組織制御が出来
ているもののＣｖは低値となった。Ｎｏ．１１は逆にＣ
量が少ないため、十分な強度が得られていない。Ｎｏ．
１２はＳｉが多すぎるためＣｖは低値となった。Ｎｏ．
１３はＭｎが多すぎるためＣｖは低値となった。Ｎｏ．
１４は逆にＭｎが少ないため、十分な強度が得られな
い。Ｎｏ．１５、１６はそれぞれ不純物元素であるＰ、
Ｓが多すぎるためＣｖは低値となった。Ｎｏ．１７〜１
９はそれぞれＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏが多すぎるためＣｖは低
値となった。Ｎｏ．２０はＮｂフリーであり、十分な細
粒化が行われず、強度、衝撃特性ともに十分な値は得ら
れない。Ｎｏ．２１、２２はそれぞれＮ、Ｏが多すぎる
ため、やはりＣｖは低値となった。
る鋼板であり、十分な強度および優れた衝撃特性を有す
る。Ｎｏ．８、９はｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ
0{111}］が０．５を超え、集合組織の制御が出来ていな
いためセパレーションが発生し、Ｃｖが低値となった。
Ｎｏ．１０はＣ量が多すぎるため、集合組織制御が出来
ているもののＣｖは低値となった。Ｎｏ．１１は逆にＣ
量が少ないため、十分な強度が得られていない。Ｎｏ．
１２はＳｉが多すぎるためＣｖは低値となった。Ｎｏ．
１３はＭｎが多すぎるためＣｖは低値となった。Ｎｏ．
１４は逆にＭｎが少ないため、十分な強度が得られな
い。Ｎｏ．１５、１６はそれぞれ不純物元素であるＰ、
Ｓが多すぎるためＣｖは低値となった。Ｎｏ．１７〜１
９はそれぞれＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏが多すぎるためＣｖは低
値となった。Ｎｏ．２０はＮｂフリーであり、十分な細
粒化が行われず、強度、衝撃特性ともに十分な値は得ら
れない。Ｎｏ．２１、２２はそれぞれＮ、Ｏが多すぎる
ため、やはりＣｖは低値となった。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【発明の効果】本発明により板厚２０ｍｍ以下の薄手に
ついても高いＣｖを有する高強度鋼板が製造可能となっ
た。
ついても高いＣｖを有する高強度鋼板が製造可能となっ
た。
【図１】セパレーションインデックス（ＳＩ）と集合組
織（ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］）との関係
を示したグラフである。
織（ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］）との関係
を示したグラフである。
【図２】衝撃吸収エネルギー（Ｃｖ）と圧延集合組織
（ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ 0{111}］）との関係を
示したグラフである。
（ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ 0{111}］）との関係を
示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉江 淳彦 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 小山 一夫 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．
０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．
００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる化学成分を有し、圧延集合組織が以下の（１）
式を満たすことを特徴とする、高い衝撃吸収エネルギー
を有する板厚２０ｍｍ以下の薄手高強度鋼板。 ｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}×Ｉ／Ｉ0{111}］≦０．５ ・ ・ ・ （１） Ｉ：本発明鋼についてＸ線回折により得られる面強度 Ｉ0：ランダム結晶方位を有する試料のＸ線回折により
得られる面強度 Ｉ／Ｉ0{hkl}：フェライトの格子面｛ｈｋｌ｝の面強度
Ｉとフェライトの格子面｛ｈｋｌ｝の面強度Ｉ0との比 ただし、Ｘ線回折の測定面は、板厚方向１／４厚位置の
圧延面に平行な面とする。 - 【請求項２】 重量％で更に、Ｃｕ：０．１〜１．０
％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１
％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｂ：０．００
０３〜０．００２％の１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする、請求項１記載の高い衝撃吸収エネルギ
ーを有する板厚２０ｍｍ以下の薄手高強度鋼板。 - 【請求項３】 重量％で更に、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、ＲＥＭ：０．００２〜０．０２％の１種また
は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１また
は請求項２に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有する板
厚２０ｍｍ以下の薄手高強度鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29927099A JP2001123243A (ja) | 1999-10-21 | 1999-10-21 | 高い衝撃吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29927099A JP2001123243A (ja) | 1999-10-21 | 1999-10-21 | 高い衝撃吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001123243A true JP2001123243A (ja) | 2001-05-08 |
Family
ID=17870381
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29927099A Pending JP2001123243A (ja) | 1999-10-21 | 1999-10-21 | 高い衝撃吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001123243A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002363690A (ja) * | 2001-06-01 | 2002-12-18 | Daido Steel Co Ltd | プラスチック成形金型用鋼 |
| US7875130B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-01-25 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank comprising a corrosion resistant steel alloy |
| KR101597789B1 (ko) * | 2014-09-01 | 2016-02-26 | 동국제강주식회사 | 가열곡직부 특성이 우수한 고강도 후강판 및 제조방법 |
-
1999
- 1999-10-21 JP JP29927099A patent/JP2001123243A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002363690A (ja) * | 2001-06-01 | 2002-12-18 | Daido Steel Co Ltd | プラスチック成形金型用鋼 |
| JP4626092B2 (ja) * | 2001-06-01 | 2011-02-02 | 大同特殊鋼株式会社 | プラスチック成形金型用鋼 |
| US7875130B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-01-25 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank comprising a corrosion resistant steel alloy |
| US7922838B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-04-12 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank fabricated from steel plate |
| KR101597789B1 (ko) * | 2014-09-01 | 2016-02-26 | 동국제강주식회사 | 가열곡직부 특성이 우수한 고강도 후강판 및 제조방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3545770B2 (ja) | 高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP5251089B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP4969915B2 (ja) | 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP5353156B2 (ja) | ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 | |
| JP4997805B2 (ja) | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 | |
| JP4484123B2 (ja) | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 | |
| WO2010095755A1 (ja) | 靭性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP2008163455A (ja) | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JPH07173536A (ja) | 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 | |
| JP2010189720A (ja) | 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3747724B2 (ja) | 溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP3290247B2 (ja) | 耐食性に優れた高張力高靭性曲がり管の製造方法 | |
| JP2647302B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2004156095A (ja) | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP4116817B2 (ja) | 低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管および鋼管用鋼板の製造法 | |
| JPH11229077A (ja) | 多層盛溶接部のｃｔｏｄ特性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2711163B2 (ja) | 耐ｃｏ▲下２▼腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP3526722B2 (ja) | 低温靭性に優れた超高強度鋼管 | |
| JPH1180833A (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3344305B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001123243A (ja) | 高い衝撃吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板 | |
| JP3526723B2 (ja) | 耐低温割れ性に優れた超高強度鋼管 | |
| JPH06136440A (ja) | 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 | |
| JP3244986B2 (ja) | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 | |
| JP3850913B2 (ja) | 優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050915 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070426 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070522 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20070925 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |