JP2022510935A - 低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
DWTT延性破面率は、ラインパイプ用鋼材が低温で安全に用いられるための脆性破壊停止特性を備えるか否かを判断するための一種の指標である。一般に、寒冷地域に提供されるラインパイプは、パイプの状態で、-20℃基準のDWTT延性破面率が85%以上の水準で備えられることが求められる。パイプの状態で-20℃基準のDWTT延性破面率を85%以上確保するためには、パイプの製作に提供される鋼板のDWTT延性破面率が、-30℃基準で85%以上の水準を満たす必要がある 。
有効結晶粒度を微細化するために、圧延直後に加速冷却を行う方法が広く用いられている。圧延直後の加速冷却により、針状フェライトとベイナイトの混合組織を実現することができる。しかし、通常の加速冷却により形成された微細組織は、結晶粒内に炭素(C)が過飽和されているため、高い硬度を有するようになる。これにより、一様伸び9%未満及び全伸び20%未満の水準の劣った延性を示す。そのため、造管時における成形性が低くなり、外部変形の印加時に局所的な応力集中が発生しやすいため、パイプの安定性を大きく低下させるという問題が存在する。
従来にも、伸びと低温破壊靭性に優れた鋼板に関する研究は存在した。これと係り、特許文献1は、ニッケル(Ni)、ニオブ(Nb)、及びモリブデン(Mo)を含有する鋼材を65%以上の圧下量で未再結晶域圧延し、15~30℃/の冷却速度でBs温度まで第1冷却し、30~60℃/の冷却速度で350~500℃の温度範囲で第2冷却することで、面積分率で30~60%の等軸フェライト及び40~70%のベイナイト混合組織を微細組織として含む鋼材を製造する方法を提案している。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難さがないのであろう。
上記ベイナイトの分率は35~75面積%であることができる。
上記鋼板の微細組織は、5面積%以下の島状マルテンサイトをさらに含むことができる。
上記鋼板の降伏強度は485MPa以上であることができる。
上記鋼板の圧延直角方向に対する-30℃でのDWTT延性破面率が85%以上であることができる。
上記鋼板の厚さは20mm未満であることができる。
上記スラブの再加熱の温度範囲は1140~1200℃であることができる。
上記スラブの保持及び取出の温度範囲は1140~1200℃であることができる。
上記再結晶域圧延された圧延材は、空冷によりTnr以下の温度範囲まで冷却することができる。
上記未再結晶域圧延された鋼板は、10~50℃/sの冷却速度で冷却することができる。
上記鋼板の厚さは20mm未満であることができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て挙げたものではなく、本発明の様々な特徴とそれによる利点及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解される。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量%で、炭素(C):0.05~0.1%、シリコン(Si):0.05~0.5%、マンガン(Mn):1.4~2.0%、アルミニウム(Al):0.01~0.05%、チタン(Ti):0.005~0.02%、窒素(N):0.002~0.01%、ニオブ(Nb):0.04~0.07%、クロム(Cr):0.05~0.3%、ニッケル(Ni):0.05~0.4%、リン(P):0.02%以下、硫黄(S):0.005%以下、カルシウム(Ca):0.0005~0.004%、残部は鉄(Fe)及び不可避不純物からなる。
また、本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた鋼板は、重量%で、モリブデン(Mo):0.3%以下をさらに含むことができる。
炭素(C)は、鋼の強度向上に最も効果的な元素である。また、炭素(C)の添加量が一定水準以下である場合、鋼の強度を確保するために、モリブデン(Mo)及びニッケル(Ni)などのような高価の合金元素が多量添加される必要があるため、経済的な点から好ましくない。本発明では、このような効果を達成するために、炭素(C)の含量の下限を0.05%に制限することができる。しかし、炭素(C)が過量添加される場合、鋼の溶接性、成形性、及び靭性などの点から好ましくないため、本発明では、炭素(C)の含量の上限を0.1%に制限することができる。したがって、本発明の炭素(C)の含量は0.05~0.1%の範囲であることができ、より好ましい炭素(C)の含量の範囲は0.05~0.095%の範囲であることができる。
シリコン(Si)は、溶鋼の脱酸に有用な元素であり、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、シリコン(Si)の含量の下限を0.05%に制限することができる。より好ましいシリコン(Si)の含量の下限は0.1%であることができる。しかし、シリコン(Si)は強酸化性の元素であるため、シリコン(Si)の含量の上限を一定範囲に制限することが好ましい。すなわち、シリコン(Si)が過量添加される場合、熱間圧延時に赤スケールの形成を誘発し、表面品質の点から好ましくなく、溶接部の靭性にも好ましくない影響を与えるようになる。したがって、本発明では、シリコン(Si)の含量の上限を0.5%に制限することができる。より好ましいシリコン(Si)の含量の上限は0.4%であることができる。
マンガン(Mn)は、鋼の固溶強化に効果的な元素である。本発明では、鋼の高強度特性を確保するために、マンガン(Mn)の含量の下限を1.4%に制限することができる。しかし、マンガン(Mn)が過量添加される場合、製鋼工程におけるスラブの鋳造時に、厚さ中心部に偏析部が広い範囲にわたって形成される可能性があり、最終製品の溶接性の点から好ましくない。したがって、本発明では、マンガン(Mn)の含量の上限を2.0%に制限することができる。より好ましいマンガン(Mn)の含量の上限は1.8%であることができる。
アルミニウム(Al)は、シリコン(Si)とともに脱酸剤として添加される代表的な元素である。また、アルミニウム(Al)は、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、アルミニウム(Al)の含量の下限を0.01%に制限することができる。より好ましいアルミニウム(Al)の含量の下限は0.015%であることができる。しかし、アルミニウム(Al)が過多添加される場合、衝撃靭性の点から好ましくない。したがって、本発明では、アルミニウムの含量の上限を0.05%に制限することができる。より好ましいアルミニウム(Al)の含量の上限は0.04%であることができる。
チタン(Ti)は、鋼の凝固過程でTiN析出物を形成し、スラブの加熱及び熱間圧延過程でオーステナイト結晶粒の成長を抑えることにより、最終組織の粒度を微細化させる元素である。本発明では、最終組織の微細化による鋼の靭性向上の効果を達成するために、チタン(Ti)の含量の下限を0.005%に制限することができる。より好ましいチタン(Ti)の含量は0.008%であることができる。しかし、チタン(Ti)が過多添加される場合、スラブの加熱時に粗大なTiNが析出され、却って最終組織の微細化に適しない。したがって、本発明では、チタン(Ti)の含量の上限を0.02%に制限することができる。より好ましいチタン(Ti)の含量の上限は0.018%であることができる。
窒素(N)は、鋼中に固溶されてから析出され、鋼の強度を増加させる役割を果たし、このような強度向上の効果は、炭素(C)よりも顕著に大きいと知られている。また、本発明では、チタン(Ti)と窒素(N)の反応によりTiNを形成し、再加熱過程での結晶粒の成長を抑えるために、窒素(N)の含量の下限を0.002%に制限することができる。しかし、窒素(N)が過多添加される場合、窒素(N)が、TiN析出物の形態ではなく固溶窒素(N)の形態で存在し、鋼の靭性が著しく低下する可能性がある。したがって、本発明では、窒素(N)の含量の上限を0.01%に制限することができる。好ましい窒素(N)の含量の上限は0.006%であり、より好ましい窒素(N)の含量の上限は0.005%であることができる。
ニオブ(Nb)は、結晶粒の微細化に非常に有用な元素であるとともに、高強度組織である針状フェライトまたはベイナイトの形成を促進し、鋼の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、本発明で対象とする厚さ20mm未満の鋼板では高温圧延が不可避であるため、未再結晶温度の上昇において効果が最も大きいニオブ(Nb)が一定含量以上添加される必要がある。したがって、本発明では、ニオブ(Nb)の含量の下限を0.04%に制限することができる。しかし、ニオブ(Nb)が過多添加される場合、鋼の溶接性が低下する可能性がある。したがって、本発明では、ニオブ(Nb)の含量の上限を0.07%に制限することができる。好ましいニオブ(Nb)の含量の上限は0.06%であることができる。
クロム(Cr)は、焼入れ性を向上させる元素であって、鋼の強度向上に有効な元素である。また、クロム(Cr)は、加速冷却時に島状マルテンサイト/オーステナイト(MA)の形成を助長し、一様伸びの向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、クロム(Cr)の含量の下限を0.05%に制限することができる。より好ましいクロム(Cr)の含量の下限は0.08%であることができる。しかし、クロム(Cr)が過多添加される場合、溶接性の低下を誘発する可能性がある。したがって、本発明では、クロム(Cr)の含量の上限を0.3%に制限することができる。好ましいクロム(Cr)の含量の上限は0.25%であり、より好ましいクロム(Cr)の含量の上限は0.2%であることができる。
ニッケル(Ni)は、鋼の靭性及び強度の向上に効果的に寄与する元素である。本発明では、このような効果を達成するために、ニッケル(Ni)の含量の下限を0.05%に制限することができる。しかし、ニッケル(Ni)は高価の元素であって、ニッケル(Ni)の過多添加は経済性の点から好ましくない。したがって、本発明では、ニッケル(Ni)の含量の上限を0.4%に制限することができる。好ましいニッケル(Ni)の含量の上限は0.3%であり、より好ましいニッケル(Ni)の含量の上限は0.25%であることができる。
リン(P)は、鋼中に存在する代表的な不純物元素であり、主に、鋼板の中心部に偏析されて鋼の靭性低下を誘発するため、できる限り低い水準に管理することが好ましい。しかし、鋼中からリン(P)を完全に除去するには、製鋼工程上、過多なコストと時間がかかって経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、リン(P)の含量を0.02%以下に制限することができる。より好ましいリン(P)の含量は0.015%以下であることができる。
硫黄(S)も鋼中に存在する代表的な不純物元素であって、鋼中のマンガン(Mn)などと結合してMnSなどの非金属介在物を形成することにより、鋼の靭性及び強度を大きく損傷させる元素であるため、できる限り低い水準に管理することが好ましい。しかし、鋼中から硫黄(S)を完全に除去するには、製鋼工程上、過多なコストと時間がかかって経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、硫黄(S)の含量を0.005%以下に制限することができる。より好ましい硫黄(S)の含量は0.003%以下であることができる。
カルシウム(Ca)は、MnSなどの非金属介在物を球状化させ、非金属介在物の周辺における割れの生成を抑えるのに効果的な元素である。本発明では、このような効果を達成するために、カルシウム(Ca)の含量の下限を0.0005%に制限することができる。しかし、カルシウム(Ca)が過多添加される場合、CaO系介在物が多量形成され、衝撃靭性の低下を誘発する。したがって、本発明では、カルシウム(Ca)の含量の上限を0.004%に制限することができる。好ましいカルシウム(Ca)の含量の上限は0.002%であることができる。
モリブデン(Mo)は、低温変態組織であるベイナイトの生成を助長し、高強度と高靭性の特性を同時に確保するのに効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために、モリブデン(Mo)を選択的に添加することができる。しかし、モリブデン(Mo)は高価の元素であって、過量添加する場合、経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、モリブデン(Mo)の含量の上限を0.3%に制限することができる。
本発明の一側面による鋼板は、フェライト及びベイナイトを微細組織として含み、これに加えて、島状マルテンサイトをさらに含むことができる。フェライト及びベイナイトの分率はそれぞれ20~60面積%及び35~75面積%であることができ、島状マルテンサイトの分率は5面積%以下であることができる。
本発明には、微細な高傾角粒界を有するフェライトが20面積%以上含まれるため、低温DWTT特性を効果的に確保することができる。また、本発明は、フェライトを60面積%以下含み、ベイナイトを35面積%以上含むため、485MPa以上の降伏強度を確保することができる。しかし、本発明では、高傾角粒界が過度に粗大になることを防止するために、ベイナイトの分率を75面積%以下に制限し、これにより、低温DWTT特性を効果的に確保することができる。尚、島状マルテンサイトは低温DWTT特性に好ましくない影響を与えるため、その分率をできる限り抑えることが好ましい。したがって、本発明では、島状マルテンサイトの分率を5面積%以下に制限することができる。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量%で、炭素(C):0.05~0.1%、シリコン(Si):0.05~0.5%、マンガン(Mn):1.4~2.0%、アルミニウム(Al):0.01~0.05%、チタン(Ti):0.005~0.02%、窒素(N):0.002~0.01%、ニオブ(Nb):0.04~0.07%、クロム(Cr):0.05~0.3%、ニッケル(Ni):0.05~0.4%、リン(P):0.02%以下、硫黄(S):0.005%以下、カルシウム(Ca):0.0005~0.004%、残部は鉄(Fe)及び不可避不純物からなるスラブを再加熱し、上記スラブを保持及び取り出し、上記保持及び取り出されたスラブをTnr以上の温度範囲で再結晶域圧延し、上記再結晶域圧延された圧延材を30%以上の総圧下率で未再結晶域圧延し、上記未再結晶域圧延された鋼板を(Bs-80℃)~Bsの温度範囲まで冷却することで製造されることができる。
本発明のスラブは、前述の鋼板の合金組成と同一の合金組成を有して備えられるため、本発明のスラブの合金組成についての説明は、前述の鋼板合金の組成についての説明で代替する。
スラブの再加熱は、後続の圧延工程を円滑に行い、且つ目的の鋼板の物性を確保するために鋼を加熱する工程である。したがって、目的に応じた適切な温度範囲内で加熱工程を行う必要がある。スラブの再加熱温度の下限は、析出型元素が鋼中に十分に固溶され得る温度であるかを考慮して決定する必要がある。特に、本発明では、高強度特性を確保するためにニオブ(Nb)を必須に含むため、ニオブ(Nb)の再固溶温度を考慮して、スラブの再加熱温度の下限を1140℃に制限することができる。これに対し、スラブの再加熱温度が過度に高い場合、オーステナイト結晶粒が過度に粗大化し、最終鋼板の結晶粒が過度に増加するという問題が発生する恐れがある。したがって、本発明では、スラブの再加熱温度の上限を1200℃に制限することができる。
再加熱されたスラブは、必要に応じて、保持及び取り出す段階を経ることができ、スラブの再加熱温度と類似の理由から、スラブの保持及び取出温度は1140~1200℃の温度範囲に制限することができる。
再結晶域圧延は、Tnr以上の温度範囲で行うことができる。本発明において、Tnrは、オーステナイトの再結晶が起こる温度範囲の下限を意味する。すなわち、再結晶域圧延は、オーステナイトの再結晶域の温度範囲で行うことができる。再結晶域圧延は多パスで行うことができ、各パス当たり10%以上の平均圧下率で圧延を行うことができる。各パス当たり平均圧下率が10%未満である場合、再結晶されたオーステナイトの粒度が粗大化し、最終鋼板の靭性低下を誘発する恐れがあるためである。
再結晶域圧延された圧延材は、空冷の冷却条件で、Tnr以下の温度範囲まで冷却することができる。すなわち、再結晶域圧延された圧延材に対して、直ちに未再結晶域圧延を行うのではなく、一定時間待機し、空冷により未再結晶域の温度範囲まで冷却することができる。該当区間で圧下力を加えると、部分再結晶が起こることがあり、粗大なオーステナイト粒度に起因した脆性破壊が起こる可能性があるためである。
再結晶域圧延された圧延材に対して、未再結晶域圧延を行う。未再結晶域圧延の開始温度はTnr以下であり、未再結晶域圧延の終了温度は(Ar3+100℃)であることができる。未再結晶域圧延は、再結晶域圧延により生成されたオーステナイトを長く延伸させ、粒内に変形組織を形成することで、微細なフェライトとベイナイトを得るための工程である。未再結晶域圧延により、鋼板の強度、伸び、及び脆性破壊停止特性を効果的に向上させることができる。
また、未再結晶域圧延の圧下量は、鋼材の低温靭性の確保に重要な影響を与える要素である。本発明では、最終鋼材の粒度微細化による低温DWTT延性破面率特性を確保するために、未再結晶域圧延の圧下量を30%以上に制限することができる。未再結晶域圧延の圧下量が大きいほど、低温靭性の向上に有効であるため、未再結晶域圧延の圧下量の上限は制限しなくてもよい。しかし、未再結晶域圧延の圧下量が一定レベルを超える場合、粒度微細化の効果は飽和されるのに対し、相対的に再結晶域圧下量が減少するため、本発明では、未再結晶域圧延の圧下量を90%以下に制限することができる。
未再結晶域圧延された鋼板を、(Ar3+30℃)以上の冷却開始温度から(Bs-80℃)~Bsの冷却停止温度まで冷却することができる。冷却開始温度が過度に低い場合、強度の低いフェライトが多量生産されることにより、鋼板の強度が大きく低下する恐れがある。したがって、本発明では、(Ar3+30℃)以上の温度範囲で冷却を開始することができる。
また、本発明の鋼板は、最終厚さが20mm未満の水準であるため、(Bs-80℃)~Bsの温度範囲で冷却を停止することが、強度及び伸びの点から最も好ましい。冷却停止温度が(Bs-80℃)未満である場合、高傾角粒界が粗大に形成され、低傾角粒界を有する針状フェライト及びベイナイトが多量形成され、伸びが低下する可能性があり、冷却停止温度がBsを超える場合、ベイナイトの生成量が少なくて鋼板の強度を確保することができないためである。(Bs-80℃)~Bsの冷却停止温度まで鋼板を急冷させた後、空冷または放冷により常温まで鋼板を冷却させることができる。
以上の製造方法を経て製造された鋼板は、フェライト及びベイナイトを微細組織として含み、これに加えて、島状マルテンサイトをさらに含むことができる。フェライト及びベイナイトの分率はそれぞれ20~60面積%及び35~75面積%であることができ、島状マルテンサイトの分率は5面積%以下であることができる。また、以上の製造方法を経て製造された鋼板は、鋼板の中心部において、15度基準の高傾角結晶粒度の上位80%の結晶粒サイズが70μm以下であることができる。
(実施例)
下記表1の合金組成で備えられる厚さ250mmのスラブを製作し、表3の工程条件を適用して、それぞれ厚さ11mm、11.5mm、及び22mmの鋼板試験片を製作した。この際、スラブの製作には、通常のスラブの製作に用いられる工程条件を適用し、全ての試験片に対して、Tnr以上の温度範囲でパス当たり平均圧下率10%以上の条件を適用して再結晶域圧延を行った。また、全ての試験片に対して、再結晶域圧延後に未再結晶温度範囲まで空冷を適用した。表2には、表1の各合金組成に基づいてTnr温度、Ar3温度、及びBs温度を算出して記載した。表2のTnr温度、Ar3温度、及びBs温度の算出に用いられた計算式は、表2の下に別途記載した。
式2:Ar3(℃)=910-273*[C]-74*[Mn]-57*[Ni]-16*[Cr]-9*[Mo]-5[Cu]
式3:Bs(℃)=830-270*[C]-90*[Mn]-37*[Ni]-70*[Cr]-83*[Mo]
(上記式1から式3中、[C]、[Si]、[Mn]、[Al]、[Ti]、[Nb]、[V]、[Cr]、[Mo]、及び[Cu]は、各合金組成の重量%を意味し、該当合金組成が含まれない場合、その値として0を代入して計算する。)
試験片13~15、17は、本願発明の合金組成を満たすが、本願発明の冷却開始温度または冷却終了温度より低い温度範囲で冷却を行った場合の試験片である。試験片13~15、17は、20面積%未満のフェライト及び75面積%超過のベイナイトが形成され、鋼板の中心部において、15度基準の高傾角結晶粒度の上位80%の結晶粒サイズが70μmを超えるため、一様伸びが9%未満の水準であることが確認できる。
試験片18~21は、本願発明の合金組成及び工程条件を満たさない試験片であり、本願発明で目的とする微細組織及び物性を確保することができないことが確認できる。
試験片22及び23は、本願発明の合金組成を満たすが、鋼板の厚さが20mmを超えてフェライトが過度に形成されたことが確認できる。
図3は試験片18を光学顕微鏡で観察した写真であり、図4はEBSDを用いて、試験片18の15度基準の高傾角粒界結晶粒サイズを測定した結果である。図4のグラフに示されたように、試験片18の高傾角粒界結晶粒の平均サイズは38μmであり、このうち上位80%の結晶粒サイズは93μmであることが確認できる。
したがって、本発明の一側面によると、20mm未満の厚さを有しながらも、485MPa以上の降伏強度、28%以上の全伸び、9%以上の圧延直角方向に対する一様伸び、及び85%以上の、鋼板の圧延直角方向に対する-30℃でのDWTT延性破面率を備えるため、ラインパイプ用素材として特に好適な鋼板及びその製造方法を提供することができる。
Claims (17)
- 重量%で、炭素(C):0.05~0.1%、シリコン(Si):0.05~0.5%、マンガン(Mn):1.4~2.0%、アルミニウム(Al):0.01~0.05%、チタン(Ti):0.005~0.02%、窒素(N):0.002~0.01%、ニオブ(Nb):0.04~0.07%、クロム(Cr):0.05~0.3%、ニッケル(Ni):0.05~0.4%、リン(P):0.02%以下、硫黄(S):0.005%以下、カルシウム(Ca):0.0005~0.004%、残部は鉄(Fe)及び不可避不純物からなり、
20~60面積%のフェライト及びベイナイトを微細組織として含み、
鋼板の中心部において、15度基準の高傾角結晶粒度の上位80%の結晶粒サイズが70μm以下であることを特徴とする低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。 - 前記鋼板は、0.3重量%以下のモリブデン(Mo)をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記ベイナイトの分率が35~75面積%であることを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板の微細組織が、5面積%以下の島状マルテンサイトをさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板の降伏強度が485MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板の全伸びが28%以上であり、
前記鋼板の圧延直角方向に対する一様伸びが9%以上であることを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。 - 前記鋼板の圧延直角方向に対する-30℃でのDWTT延性破面率が85%以上であることを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板の厚さが20mm未満であることを特徴とする請求項1に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 重量%で、炭素(C):0.05~0.1%、シリコン(Si):0.05~0.5%、マンガン(Mn):1.4~2.0%、アルミニウム(Al):0.01~0.05%、チタン(Ti):0.005~0.02%、窒素(N):0.002~0.01%、ニオブ(Nb):0.04~0.07%、クロム(Cr):0.05~0.3%、ニッケル(Ni):0.05~0.4%、リン(P):0.02%以下、硫黄(S):0.005%以下、カルシウム(Ca):0.0005~0.004%、残部は鉄(Fe)及び不可避不純物からなるスラブを再加熱し、
前記スラブを保持及び取り出し、
前記保持及び取り出されたスラブをTnr以上の温度範囲で再結晶域圧延し、
前記再結晶域圧延された圧延材を30%以上の総圧下率で未再結晶域圧延し、
前記未再結晶域圧延された鋼板を(Bs-80℃)~Bsの温度範囲まで冷却し、
前記未再結晶域圧延は、Tnr以下の温度範囲で開始され、(Ar3+100℃)以上の温度範囲で終了されることを特徴とする低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、0.3重量%以下のモリブデン(Mo)をさらに含むことを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記スラブの再加熱の温度範囲は1140~1200℃であることを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記スラブの保持及び取出の温度範囲は1140~1200℃であることを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記再結晶域圧延は複数のパスで行い、
前記各パスの平均圧下率が10%以上であることを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記再結晶域圧延された圧延材は、空冷によりTnr以下の温度範囲まで冷却することを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記未再結晶域圧延された鋼板は、10~50℃/sの冷却速度で冷却することを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記未再結晶域圧延された鋼板の冷却は、(Ar3+30℃)以上の温度範囲で開始されることを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記鋼板の厚さが20mm未満であることを特徴とする請求項9に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
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