JP3445997B2 - 高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法 - Google Patents
高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法Info
- Publication number
- JP3445997B2 JP3445997B2 JP18505096A JP18505096A JP3445997B2 JP 3445997 B2 JP3445997 B2 JP 3445997B2 JP 18505096 A JP18505096 A JP 18505096A JP 18505096 A JP18505096 A JP 18505096A JP 3445997 B2 JP3445997 B2 JP 3445997B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- steel strip
- toughness
- temperature
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ラインパイプ用鋼
管の製造に用いる高強度・高靱性の熱間圧延鋼帯の製造
方法に関する。
管の製造に用いる高強度・高靱性の熱間圧延鋼帯の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ラインパイプ用鋼管に要求される特性
は、強度、靱性、溶接性、耐食性と多岐にわたる。電縫
溶接法により製造するラインパイプ用鋼管においても同
様である。そのためには、鋼管を製造するための熱間圧
延鋼帯において、特性の確保が必要である。
は、強度、靱性、溶接性、耐食性と多岐にわたる。電縫
溶接法により製造するラインパイプ用鋼管においても同
様である。そのためには、鋼管を製造するための熱間圧
延鋼帯において、特性の確保が必要である。
【０００３】上記の要求特性の内、強度と靱性は、従来
からの多くの例にも見られる様に、しばしば、両立が困
難である。たとえば、強化元素を含有させると靱性は劣
化することが多い。
からの多くの例にも見られる様に、しばしば、両立が困
難である。たとえば、強化元素を含有させると靱性は劣
化することが多い。
【０００４】合金元素で強化して高強度・高靱性の熱間
圧延鋼帯を得る方法には、たとえば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等
の析出強化型元素を合金化し、それらの微細な析出物に
より強化する方法や、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の、主として
マトリックスを固溶強化する元素を含有させる方法等が
ある。
圧延鋼帯を得る方法には、たとえば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等
の析出強化型元素を合金化し、それらの微細な析出物に
より強化する方法や、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の、主として
マトリックスを固溶強化する元素を含有させる方法等が
ある。
【０００５】前者の析出物の強化作用を利用する方法で
は、これらの元素を比較的少量、含有させることによ
り、大きな降伏強度の増加が得られる。しかしながら、
強力な炭化物あるいは、窒化物形成元素である、これら
の元素を含有させると、僅かの製造条件の差により、そ
の特性が大きく変化する。
は、これらの元素を比較的少量、含有させることによ
り、大きな降伏強度の増加が得られる。しかしながら、
強力な炭化物あるいは、窒化物形成元素である、これら
の元素を含有させると、僅かの製造条件の差により、そ
の特性が大きく変化する。
【０００６】たとえば、Ｔｉを含有する溶鋼では、大気
中より侵入したＮがＴｉＮを形成する。この場合のＴｉ
Ｎは比較的大きな析出物となるため、鋼を強化する作用
はほとんどない。したがって、鋼中に進入するＮ量が多
い場合は、ＴｉＮ以外の析出物を形成して鋼の強化に働
くＴｉ量が減少し、十分な降伏強度が得られない。
中より侵入したＮがＴｉＮを形成する。この場合のＴｉ
Ｎは比較的大きな析出物となるため、鋼を強化する作用
はほとんどない。したがって、鋼中に進入するＮ量が多
い場合は、ＴｉＮ以外の析出物を形成して鋼の強化に働
くＴｉ量が減少し、十分な降伏強度が得られない。
【０００７】一方、固溶しているＴｉ、Ｖ、Ｎｂ等の炭
化物や窒化物が析出する場合には、その条件が僅かに変
化するだけで、析出物の大きさや、密度が大きく変化
し、その結果、降伏強度等の機械的性質が異なることも
多い。
化物や窒化物が析出する場合には、その条件が僅かに変
化するだけで、析出物の大きさや、密度が大きく変化
し、その結果、降伏強度等の機械的性質が異なることも
多い。
【０００８】また、これらの元素の炭化物や窒化物は、
鋼の靱性を劣化させる。上記したような溶解時に鋼中に
生成した比較的大きいＴｉＮも、靱性を劣化させるが、
鋼に固溶した炭化物や窒化物が、微細な析出物となって
析出した場合の靱性への悪影響はさらに大きい。しかも
この悪影響も場合によりその程度が異なる。
鋼の靱性を劣化させる。上記したような溶解時に鋼中に
生成した比較的大きいＴｉＮも、靱性を劣化させるが、
鋼に固溶した炭化物や窒化物が、微細な析出物となって
析出した場合の靱性への悪影響はさらに大きい。しかも
この悪影響も場合によりその程度が異なる。
【０００９】この様に、析出物のよる強化作用を利用す
る場合は、僅かな製造条件の差が大きな特性の差になっ
て現れやすく、ほぼ同一の組成の鋼の間の比較や、１つ
の鋼材の中の異なった位置における比較においても、特
性が大きく異なることがしばしば起こる。
る場合は、僅かな製造条件の差が大きな特性の差になっ
て現れやすく、ほぼ同一の組成の鋼の間の比較や、１つ
の鋼材の中の異なった位置における比較においても、特
性が大きく異なることがしばしば起こる。
【００１０】特開昭６３−１４５７４５号公報には、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｎｂを添加した熱延高張力鋼帯と、その製造方
法が開示されている。しかし、示されている降伏強度
は、２５〜４８ｋｇｆ／ｍｍ2 の広い範囲にばらついて
おり、なおかつ、そのばらつきの発生する理由が明確で
ない。
ｉ、Ｖ、Ｎｂを添加した熱延高張力鋼帯と、その製造方
法が開示されている。しかし、示されている降伏強度
は、２５〜４８ｋｇｆ／ｍｍ2 の広い範囲にばらついて
おり、なおかつ、そのばらつきの発生する理由が明確で
ない。
【００１１】上記のような欠点を持ってはいるが、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｎｂ等の強化方法によると、比較的安価に高強
度の鋼を得ることが可能なため、たとえば、川崎製鉄技
報誌、第１３巻、第１号、第５３頁〜第６２頁、（１９
８１年発行）に例を見るように、ラインパイプ用電縫溶
接鋼管としても、広く実用化している。
ｉ、Ｖ、Ｎｂ等の強化方法によると、比較的安価に高強
度の鋼を得ることが可能なため、たとえば、川崎製鉄技
報誌、第１３巻、第１号、第５３頁〜第６２頁、（１９
８１年発行）に例を見るように、ラインパイプ用電縫溶
接鋼管としても、広く実用化している。
【００１２】なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物および窒化
物の鋼中における挙動は、似ている点も多い。そのた
め、個々の元素を区別せず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種、ま
たは２種以上含有すると記述されている例も多い。たと
えば、特開昭６３−２２７７１５号公報にもその例が見
られるが、ここでは個々の元素の作用については、注目
をしておらず、どれかが含有されていれば良いとの考え
方である。
物の鋼中における挙動は、似ている点も多い。そのた
め、個々の元素を区別せず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種、ま
たは２種以上含有すると記述されている例も多い。たと
えば、特開昭６３−２２７７１５号公報にもその例が見
られるが、ここでは個々の元素の作用については、注目
をしておらず、どれかが含有されていれば良いとの考え
方である。
【００１３】なお、上記した、特開昭６３−１４５７４
５号公報に開示されている発明では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを
添加しているにもかかわらず、それらの析出物を強化に
積極的に利用する材質設計はとっていない。すなわち、
冷却途中の析出を抑えることに重点を置いた材料設計で
ある、急冷、低温巻取りを行っており、その結果、得ら
れている降伏強度は低い。特開昭６３−２２７７１５号
公報に開示されている発明においても同様であり、靱性
は十分であるが、降伏強度は低い。
５号公報に開示されている発明では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを
添加しているにもかかわらず、それらの析出物を強化に
積極的に利用する材質設計はとっていない。すなわち、
冷却途中の析出を抑えることに重点を置いた材料設計で
ある、急冷、低温巻取りを行っており、その結果、得ら
れている降伏強度は低い。特開昭６３−２２７７１５号
公報に開示されている発明においても同様であり、靱性
は十分であるが、降伏強度は低い。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】鋼を強化する元素とし
ての、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂは、少量含有させることで、大き
な効果が得られる。一方、それらを添加した鋼は、特性
がばらつきやすい欠点がある。また、強度と靱性が両立
しにくい。
ての、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂは、少量含有させることで、大き
な効果が得られる。一方、それらを添加した鋼は、特性
がばらつきやすい欠点がある。また、強度と靱性が両立
しにくい。
【００１５】電縫溶接鋼管の製造には通常、熱間圧延鋼
帯を用いるが、熱間圧延鋼帯は巻取り、コイル冷却の工
程を経て製造される。巻取りはある程度の高温で行なう
必要があり、巻取られた後のコイルは、相当に遅い冷却
速度で冷やされる。従来のＴｉ、Ｖ、Ｎｂ含有鋼は、巻
取り温度を低くし、コイルになった後には、炭化物の析
出が起こらない製造方法を採用しているものが多いが、
この方法ではばらつきはある程度は小さくできるが、降
伏強度は低くなる。
帯を用いるが、熱間圧延鋼帯は巻取り、コイル冷却の工
程を経て製造される。巻取りはある程度の高温で行なう
必要があり、巻取られた後のコイルは、相当に遅い冷却
速度で冷やされる。従来のＴｉ、Ｖ、Ｎｂ含有鋼は、巻
取り温度を低くし、コイルになった後には、炭化物の析
出が起こらない製造方法を採用しているものが多いが、
この方法ではばらつきはある程度は小さくできるが、降
伏強度は低くなる。
【００１６】上記の様な事情にあるため、比較的安価
な、高強度・高靱性のラインパイプ用電縫溶接鋼管の製
造に用いる鋼帯が求められており、特に、降伏強度が５
５０ＭＰａ以上の鋼材への要望が大きい。
な、高強度・高靱性のラインパイプ用電縫溶接鋼管の製
造に用いる鋼帯が求められており、特に、降伏強度が５
５０ＭＰａ以上の鋼材への要望が大きい。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、 常温の降
伏強度が５５０ＭＰａ以上、０℃のシャルピー衝撃試験
の吸収エネルギーが、２００Ｊ以上の高強度・高靱性の
熱間圧延鋼帯を得るために、検討を重ねて本発明を完成
させた。
伏強度が５５０ＭＰａ以上、０℃のシャルピー衝撃試験
の吸収エネルギーが、２００Ｊ以上の高強度・高靱性の
熱間圧延鋼帯を得るために、検討を重ねて本発明を完成
させた。
【００１８】本発明者らは、 まず、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ等の
炭化物の析出状態と、降伏強度およびと靱性との関係に
ついて検討した。そして、平均粒径が１０ｎｍ以下の微
細な（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの析出物が鋼中に存在する場
合に、高い降伏強度と靱性が得られるとの知見を得た。
〔以後、この平均粒径が１０ｎｍ以下の微細な（Ｔｉ、
Ｖ、Ｎｂ）Ｃの析出物を、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃと記
す。〕
炭化物の析出状態と、降伏強度およびと靱性との関係に
ついて検討した。そして、平均粒径が１０ｎｍ以下の微
細な（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの析出物が鋼中に存在する場
合に、高い降伏強度と靱性が得られるとの知見を得た。
〔以後、この平均粒径が１０ｎｍ以下の微細な（Ｔｉ、
Ｖ、Ｎｂ）Ｃの析出物を、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃと記
す。〕
【００１９】この（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを鋼中に形成さ
せるためには、鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの３種の元素を最適
な量含有させる必要があり、さらに、適切な加工・熱履
歴を与える必要がある。
せるためには、鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの３種の元素を最適
な量含有させる必要があり、さらに、適切な加工・熱履
歴を与える必要がある。
【００２０】第１発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．１１％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜
１．８０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：
０．０３０〜０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９
０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００
５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなり、更に、（１）式で表される、Ｔｉ*が、０．０
１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃の
温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で圧
延を終了後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却
し、５５０〜６５０℃で巻取ってＹＳ≧５５０ＭＰａの
鋼帯を得ることを特徴とする高降伏強度・高靭性熱間圧
延鋼帯の製造方法である。 Ｔｉ*（％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・（１） 第２発明は 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓ
ｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｔ
ｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜
０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：
０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、
更にＣｕ≦１．０％以下，Ｎｉ≦１．０％以下，Ｃｒ≦
１．０％以下，Ｍｏ≦１．０％以下、Ｃａ≦０．０１％
を一種または二種以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなり、（１）式で表される、Ｔｉ*が、０．
０１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃
の温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で
圧延を終了後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却
し、５５０〜６５０℃で巻取ってＹＳ≧５５０ＭＰａの
鋼帯を得ることを特徴とする高降伏強度・高靭性熱間圧
延鋼帯の製造方法である。 Ｔｉ*（％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・（１）
０．１１％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜
１．８０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：
０．０３０〜０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９
０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００
５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなり、更に、（１）式で表される、Ｔｉ*が、０．０
１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃の
温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で圧
延を終了後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却
し、５５０〜６５０℃で巻取ってＹＳ≧５５０ＭＰａの
鋼帯を得ることを特徴とする高降伏強度・高靭性熱間圧
延鋼帯の製造方法である。 Ｔｉ*（％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・（１） 第２発明は 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓ
ｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｔ
ｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜
０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：
０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、
更にＣｕ≦１．０％以下，Ｎｉ≦１．０％以下，Ｃｒ≦
１．０％以下，Ｍｏ≦１．０％以下、Ｃａ≦０．０１％
を一種または二種以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなり、（１）式で表される、Ｔｉ*が、０．
０１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃
の温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で
圧延を終了後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却
し、５５０〜６５０℃で巻取ってＹＳ≧５５０ＭＰａの
鋼帯を得ることを特徴とする高降伏強度・高靭性熱間圧
延鋼帯の製造方法である。 Ｔｉ*（％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・（１）
【００２１】
Ｔｉ* （％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・・・（１）
まず、成分範囲の限定理由について述べる。
【００２２】Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと（Ｔｉ、Ｖ、Ｎ
ｂ）Ｃを形成して、鋼を強化する元素である。十分な降
伏強度を確保するためには０．０５％以上含有させる必
要が有る。一方、Ｃは溶接性に有害な元素であり、その
悪影響は、０．１１％越えると顕著になる。したがっ
て、 Ｃ量は０．０５〜０．１１％の範囲とする。
ｂ）Ｃを形成して、鋼を強化する元素である。十分な降
伏強度を確保するためには０．０５％以上含有させる必
要が有る。一方、Ｃは溶接性に有害な元素であり、その
悪影響は、０．１１％越えると顕著になる。したがっ
て、 Ｃ量は０．０５〜０．１１％の範囲とする。
【００２３】Ｓｉは、溶鋼の脱酸に必要な元素であり、
０．０１％以上含有させることが望ましいが、Ａｌ等の
他の元素によっても代替可能である。一方、０．３５％
を超えて含有させると、鋼の靭性、特に、溶接ＨＡＺ部
の靭性を劣化させる。したがって、 Ｓｉ量は０．３５％
以下とする。
０．０１％以上含有させることが望ましいが、Ａｌ等の
他の元素によっても代替可能である。一方、０．３５％
を超えて含有させると、鋼の靭性、特に、溶接ＨＡＺ部
の靭性を劣化させる。したがって、 Ｓｉ量は０．３５％
以下とする。
【００２４】Ｍｎは、鋼の強度を確保するために必要な
元素である。 含有量が１．４０％未満の場合は降伏強度
が不足する。一方、Ｍｎは溶接性に有害な元素であり、
特に、含有量が１．８０％を越えると悪影響が顕著にな
る。したがって、 Ｍｎ量は１．４０〜１．８０％の範囲
とする。
元素である。 含有量が１．４０％未満の場合は降伏強度
が不足する。一方、Ｍｎは溶接性に有害な元素であり、
特に、含有量が１．８０％を越えると悪影響が顕著にな
る。したがって、 Ｍｎ量は１．４０〜１．８０％の範囲
とする。
【００２５】Ａｌは脱酸に必要な元素である。 その量が
０．０００５％未満の場合には、十分な脱酸効果が期待
できない。一方、０．１０％を超えて過剰に含有させる
と、靱性が劣化し、また、連続鋳造時のスラブの表面に
キズが発生しやすい。したがって、Ａｌ量は０．０００
５〜０．１０％とする。
０．０００５％未満の場合には、十分な脱酸効果が期待
できない。一方、０．１０％を超えて過剰に含有させる
と、靱性が劣化し、また、連続鋳造時のスラブの表面に
キズが発生しやすい。したがって、Ａｌ量は０．０００
５〜０．１０％とする。
【００２６】Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと共に、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎ
ｂ）Ｃを形成して鋼を強化する。十分な降伏強度を確保
するためには、０．０１５％以上のＴｉを含有させる必
要がある。一方、Ｔｉ量が多くなると、複合炭化物の析
出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣化す
る。これらのＴｉの悪影響は、０．０７０％を越えると
顕著になる。したがって、Ｔｉ量の範囲は、０．０１５
〜０．０７０％とする。
ｂ）Ｃを形成して鋼を強化する。十分な降伏強度を確保
するためには、０．０１５％以上のＴｉを含有させる必
要がある。一方、Ｔｉ量が多くなると、複合炭化物の析
出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣化す
る。これらのＴｉの悪影響は、０．０７０％を越えると
顕著になる。したがって、Ｔｉ量の範囲は、０．０１５
〜０．０７０％とする。
【００２７】ＮｂもＴｉ、Ｖと共に、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎ
ｂ）Ｃを形成すが、そのためには０．０３０％以上含有
させる必要がある。一方、Ｎｂ量が多くなると、複合炭
化物の析出状態が変化して強度が低し、また、靱性も劣
化する。これらのＮｂの悪影響は、０．０６０％を越え
ると顕著になる。したがって、Ｎｂ量の範囲は、０．０
３０〜０．０６０％とする。
ｂ）Ｃを形成すが、そのためには０．０３０％以上含有
させる必要がある。一方、Ｎｂ量が多くなると、複合炭
化物の析出状態が変化して強度が低し、また、靱性も劣
化する。これらのＮｂの悪影響は、０．０６０％を越え
ると顕著になる。したがって、Ｎｂ量の範囲は、０．０
３０〜０．０６０％とする。
【００２８】Ｖも、Ｎｂ、Ｔｉと共に、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎ
ｂ）Ｃを形成するが、そのためには０．０５０％以上含
有させる必要がある。一方、Ｖ量が多くなると複合炭化
物の析出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣
化する。これらのＶの悪影響は、０．０９０％を越える
と顕著になる。したがって、Ｖ量の範囲は、０．０５０
〜０．０９０％とする。
ｂ）Ｃを形成するが、そのためには０．０５０％以上含
有させる必要がある。一方、Ｖ量が多くなると複合炭化
物の析出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣
化する。これらのＶの悪影響は、０．０９０％を越える
と顕著になる。したがって、Ｖ量の範囲は、０．０５０
〜０．０９０％とする。
【００２９】先に述べたようにＴｉは鋼中では、まずＮ
とＴｉＮを形成する。したがって、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）
Ｃを形成するＴｉは、含有させたＴｉの内のＴｉＮを形
成していないＴｉになる。
とＴｉＮを形成する。したがって、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）
Ｃを形成するＴｉは、含有させたＴｉの内のＴｉＮを形
成していないＴｉになる。
【００３０】Ｔｉ* はそのＴｉ量であり、
Ｔｉ* （％）＝Ｔｉの含有量−ＴｉＮを形成していない
Ｔｉ量 であるが、具体的には、すべてのＮがＴｉとＴｉＮを形
成すると仮定して、 Ｔｉ* （％）＝Ｔｉの含有量−Ｎ含有量×（４８／１４）・・・・・（１） より求める。このＴｉ* が、０．０１５％以上の場合に
上記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが形成される。すなわち、
Ｔｉ量が、先に示した０．０１５〜０．０７０％の範囲
にある場合も、Ｎ量が多く、Ｔｉ* が、０．０１５未満
の場合は、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが形成されず、十分に
高い降伏強度が得られない。
Ｔｉ量 であるが、具体的には、すべてのＮがＴｉとＴｉＮを形
成すると仮定して、 Ｔｉ* （％）＝Ｔｉの含有量−Ｎ含有量×（４８／１４）・・・・・（１） より求める。このＴｉ* が、０．０１５％以上の場合に
上記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが形成される。すなわち、
Ｔｉ量が、先に示した０．０１５〜０．０７０％の範囲
にある場合も、Ｎ量が多く、Ｔｉ* が、０．０１５未満
の場合は、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが形成されず、十分に
高い降伏強度が得られない。
【００３１】（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ中のＴｉ：Ｖ：Ｎｂ
の割合は、重量比で、５：４：１程度である。また、十
分な降伏強度を得るためには、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃと
して存在するＶ量は０．０１０％以上でなければならな
い。従って、Ｔｉは、０．００８％以上、Ｎｂは、０．
００２％以上必要である。このＴｉ、Ｖ、Ｎｂ量は、
（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ中のこれらの量（重量）の（Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを含む鋼の重量に対する値である。す
なわち、鋼に対する（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの重量％（た
とえば、抽出して）が０．０３０％で、その析出物中の
Ｖ量が、０．０１０％であれば、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ
中のＶの量は、３３％である。
の割合は、重量比で、５：４：１程度である。また、十
分な降伏強度を得るためには、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃと
して存在するＶ量は０．０１０％以上でなければならな
い。従って、Ｔｉは、０．００８％以上、Ｎｂは、０．
００２％以上必要である。このＴｉ、Ｖ、Ｎｂ量は、
（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ中のこれらの量（重量）の（Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを含む鋼の重量に対する値である。す
なわち、鋼に対する（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの重量％（た
とえば、抽出して）が０．０３０％で、その析出物中の
Ｖ量が、０．０１０％であれば、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ
中のＶの量は、３３％である。
【００３２】なお、平均粒径が１０ｎｍとは、例えば、
１０万倍の倍率で鋼を調査した場合に、粒径が測定可能
な析出物の平均径であり、実際上は５〜３０ｎｍ程度の
析出物が対象となる。これらの析出物の１０個以上の平
均値である。凝固時に既に存在するＴｉＮの巨大析出物
は、この平均値には含まれない。
１０万倍の倍率で鋼を調査した場合に、粒径が測定可能
な析出物の平均径であり、実際上は５〜３０ｎｍ程度の
析出物が対象となる。これらの析出物の１０個以上の平
均値である。凝固時に既に存在するＴｉＮの巨大析出物
は、この平均値には含まれない。
【００３３】なお、本発明においては、たとえば耐食性
を上げる作用を有する元素である、Ｃｕ≦１．０％以
下，Ｎｉ≦１．０％以下，Ｃｒ≦１．０％以下，Ｍｏ≦
１．０％以下、Ｃａ≦０．０１％を一種または二種以上
で含有させた場合も、上記の（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ）Ｃの状
態には大きな変化はなく、同様に優れた強度と靭性を持
つ鋼帯が得られる。
を上げる作用を有する元素である、Ｃｕ≦１．０％以
下，Ｎｉ≦１．０％以下，Ｃｒ≦１．０％以下，Ｍｏ≦
１．０％以下、Ｃａ≦０．０１％を一種または二種以上
で含有させた場合も、上記の（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ）Ｃの状
態には大きな変化はなく、同様に優れた強度と靭性を持
つ鋼帯が得られる。
【００３４】鋼中の不可避的不純物のＰおよびＳは、そ
の量が増加すると鋼の靭性や延性に悪影響を及ぼす。悪
影響が現れない上限は、おのおの０．０２０％、０．０
１０％であり、この値以下に制限する。
の量が増加すると鋼の靭性や延性に悪影響を及ぼす。悪
影響が現れない上限は、おのおの０．０２０％、０．０
１０％であり、この値以下に制限する。
【００３５】つぎに、加工・熱履歴について述べる。上
記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを鋼中に析出させるために
は、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧延を開始する。
上限を１２５０℃とした理由は、この温度を越える温度
で開始すると、高温域での圧下量が大きくなるため、圧
延後の結晶粒径（フェライト−パーライト組織であ
る。）が大きくなり、十分な靱性が得られない。
記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを鋼中に析出させるために
は、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧延を開始する。
上限を１２５０℃とした理由は、この温度を越える温度
で開始すると、高温域での圧下量が大きくなるため、圧
延後の結晶粒径（フェライト−パーライト組織であ
る。）が大きくなり、十分な靱性が得られない。
【００３６】一方、１１５０℃より低い場合は圧延開始
時に、または、転移密度が十分に高くなっていない状態
で、かなりの量の複合炭化物が形成され、低温におい
て、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃとして析出する量が減少して
十分な強度が得られなくなる。好ましい温度範囲は、１
１８０〜１２３０℃である。
時に、または、転移密度が十分に高くなっていない状態
で、かなりの量の複合炭化物が形成され、低温におい
て、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃとして析出する量が減少して
十分な強度が得られなくなる。好ましい温度範囲は、１
１８０〜１２３０℃である。
【００３７】熱間圧延の終了温度は、７３０〜８６０℃
とする。８６０℃を越えている場合は、組織が粗くな
り、また、複合炭化物が粗大になり十分な強度が得られ
ず、靱性も低下する。７３０℃より下がると靱性が低下
する。最適温度範囲は、７５０〜７８０℃である。
とする。８６０℃を越えている場合は、組織が粗くな
り、また、複合炭化物が粗大になり十分な強度が得られ
ず、靱性も低下する。７３０℃より下がると靱性が低下
する。最適温度範囲は、７５０〜７８０℃である。
【００３８】７３０〜８６０℃の温度域で圧延を終了
し、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却する。５℃
／ｓｅｃ未満の場合は、冷却途中に結晶粒が粗大化し、
また、複合炭化物が析出する。冷却速度の上限は特に定
める必要はないが、５０℃／ｓｅｃ程度である。
し、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却する。５℃
／ｓｅｃ未満の場合は、冷却途中に結晶粒が粗大化し、
また、複合炭化物が析出する。冷却速度の上限は特に定
める必要はないが、５０℃／ｓｅｃ程度である。
【００３９】ついで、５５０〜６５０℃の温度範囲で巻
取る。巻取り後の冷却速度は、３０℃／ｈ程度であり、
４００℃程度まで約１０時間をかけて冷却される。その
間に、上記した（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが析出するが、熱
間圧延時に鋼中に導入された転位が析出物の微細化に有
効に働き、強度・靱性共に優れた、また、特性のばらつ
きの少ない鋼帯が得られる。
取る。巻取り後の冷却速度は、３０℃／ｈ程度であり、
４００℃程度まで約１０時間をかけて冷却される。その
間に、上記した（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが析出するが、熱
間圧延時に鋼中に導入された転位が析出物の微細化に有
効に働き、強度・靱性共に優れた、また、特性のばらつ
きの少ない鋼帯が得られる。
【００４０】巻取り温度が６５０℃を越える場合は、析
出する複合炭化物の粒径が大きくなる。また、５５０℃
より下がると、析出量が不足する。好ましい範囲は５７
０〜６３０℃である。
出する複合炭化物の粒径が大きくなる。また、５５０℃
より下がると、析出量が不足する。好ましい範囲は５７
０〜６３０℃である。
【００４１】
【発明の実施の形態】本発明の実施においては、まず、
上記した組成の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとす
る。Ｎの含有量は可能な限り低くする。得られたスラブ
をそのまま、粗圧延、連続圧延を行なって鋼帯としても
良く、１度、冷却したスラブとし、再加熱して上記の工
程をとっても良い。薄鋳片をつくり高温のまま、連続圧
延を行なって鋼帯としても良い。圧延開始温度は、強度
・靱性を確保するために、１２２０℃近傍とする。
上記した組成の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとす
る。Ｎの含有量は可能な限り低くする。得られたスラブ
をそのまま、粗圧延、連続圧延を行なって鋼帯としても
良く、１度、冷却したスラブとし、再加熱して上記の工
程をとっても良い。薄鋳片をつくり高温のまま、連続圧
延を行なって鋼帯としても良い。圧延開始温度は、強度
・靱性を確保するために、１２２０℃近傍とする。
【００４２】圧延終了温度は、７６０℃程度とやや低温
である。低温仕上げにより、鋼中に積極的に転位を導入
する。圧延機を出た鋼帯を冷却ゾーンで、空冷および水
冷により、６００℃程度に下げて巻取る。巻取り温度
は、通常の熱延鋼帯の製造の場合に比較して、やや高温
である。
である。低温仕上げにより、鋼中に積極的に転位を導入
する。圧延機を出た鋼帯を冷却ゾーンで、空冷および水
冷により、６００℃程度に下げて巻取る。巻取り温度
は、通常の熱延鋼帯の製造の場合に比較して、やや高温
である。
【００４３】その後、鋼帯を用いて電縫溶接鋼管を製造
するが、この製管工程は、通常の方法でよい。
するが、この製管工程は、通常の方法でよい。
【００４４】
【実施例】表１に本発明が規定する範囲内の成分を持つ
鋼を示した。また、表２に何れかの成分が、本発明が規
定する範囲を外れている鋼を示した。表１中の、Ｎｏ．
１鋼は、Ｔｉ* が下限に近く、Ｎｏ．７鋼はＶが低め、
Ｎｏ．９鋼はＮｂが下限に近い。Ｎｏ．１０鋼はＮが上
限に近い。
鋼を示した。また、表２に何れかの成分が、本発明が規
定する範囲を外れている鋼を示した。表１中の、Ｎｏ．
１鋼は、Ｔｉ* が下限に近く、Ｎｏ．７鋼はＶが低め、
Ｎｏ．９鋼はＮｂが下限に近い。Ｎｏ．１０鋼はＮが上
限に近い。
【００４５】表２中のＮｏ．２１鋼はＶが不足、Ｎｏ．
２２鋼はＮｂが不足、Ｎｏ．２３鋼はＴｉ* が不足、Ｎ
ｏ．２４鋼はＴｉ* が不足し、Ｎが上限、Ｎｏ．２５鋼
はＴｉが過剰、Ｎｏ．２６鋼はＮｂが過剰、Ｎｏ．２７
鋼はＶが過剰、Ｎｏ．２８鋼はＮが過剰である。
２２鋼はＮｂが不足、Ｎｏ．２３鋼はＴｉ* が不足、Ｎ
ｏ．２４鋼はＴｉ* が不足し、Ｎが上限、Ｎｏ．２５鋼
はＴｉが過剰、Ｎｏ．２６鋼はＮｂが過剰、Ｎｏ．２７
鋼はＶが過剰、Ｎｏ．２８鋼はＮが過剰である。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】これらの表１および表２中に示した各鋼を
実験室で真空溶解し、５０ｋｇインゴットとし、１２０
０℃に加熱して板圧５０ｍｍまで圧延した後、空冷し
た。その鋼板から５０×１５０×４００ｍｍの板を切り
出し、圧延開始温度を１２００〜１２３０℃、圧延終了
温度を７６０〜７８０℃とし、１２ｍｍまで圧延した。
実験室で真空溶解し、５０ｋｇインゴットとし、１２０
０℃に加熱して板圧５０ｍｍまで圧延した後、空冷し
た。その鋼板から５０×１５０×４００ｍｍの板を切り
出し、圧延開始温度を１２００〜１２３０℃、圧延終了
温度を７６０〜７８０℃とし、１２ｍｍまで圧延した。
【００４９】その後、平均冷却速度：１０℃／ｓｅｃで
冷却し、前もって、５７０〜６１０℃に加熱しておいた
電気炉に挿入し、平均冷却速度：３０℃／ｈで炉冷し
た。これらの工程は熱間圧延による鋼帯の製造条件をシ
ミュレートしたものである。
冷却し、前もって、５７０〜６１０℃に加熱しておいた
電気炉に挿入し、平均冷却速度：３０℃／ｈで炉冷し
た。これらの工程は熱間圧延による鋼帯の製造条件をシ
ミュレートしたものである。
【００５０】表３に本発明の実施例を示す。実施例のＮ
ｏ．は、表１中の鋼のＮｏ．と同一である。表中には製
造条件も示したが、圧延開始温度、圧延終了温度、巻取
り温度共に、先に述べた好ましい範囲内にある。いずれ
の鋼においても、５５０ＭＰａ以上の降伏強度、および
２００Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。
ｏ．は、表１中の鋼のＮｏ．と同一である。表中には製
造条件も示したが、圧延開始温度、圧延終了温度、巻取
り温度共に、先に述べた好ましい範囲内にある。いずれ
の鋼においても、５５０ＭＰａ以上の降伏強度、および
２００Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。
【００５１】
【表３】
【００５２】表４に本発明の比較例を示す。実施例のＮ
ｏ．は、表２中の鋼のＮｏ．と同一である。製造条件は
表１における場合と同様に、圧延開始温度、圧延終了温
度、巻取り温度共に、先に述べた好ましい範囲内にあ
る。
ｏ．は、表２中の鋼のＮｏ．と同一である。製造条件は
表１における場合と同様に、圧延開始温度、圧延終了温
度、巻取り温度共に、先に述べた好ましい範囲内にあ
る。
【００５３】これらの鋼は、成分のいずれかが、本発明
が規定する範囲を外れており、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ* の何れ
かが少ない場合は、降伏強度が十分でない。Ｔｉ、Ｖ、
Ｎｂ、の何れかが多い場合は、降伏強度も低く靱性も低
い。
が規定する範囲を外れており、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ* の何れ
かが少ない場合は、降伏強度が十分でない。Ｔｉ、Ｖ、
Ｎｂ、の何れかが多い場合は、降伏強度も低く靱性も低
い。
【００５４】
【表４】
【００５５】表５に、製造条件が本発明が規定する範囲
の、上限または、下限に近い実施例を示した。表１中の
Ｎｏ．５鋼を用いて表中に示した種々の条件下で製造し
た。圧延開始温度がやや低い実施例Ａ、圧延終了温度が
やや高い実施例Ｄ，巻取り温度がやや低い実施例Ｅ、お
よび、冷却速度がやや低い実施例Ｇは降伏強度が多少低
い。
の、上限または、下限に近い実施例を示した。表１中の
Ｎｏ．５鋼を用いて表中に示した種々の条件下で製造し
た。圧延開始温度がやや低い実施例Ａ、圧延終了温度が
やや高い実施例Ｄ，巻取り温度がやや低い実施例Ｅ、お
よび、冷却速度がやや低い実施例Ｇは降伏強度が多少低
い。
【００５６】一方、圧延開始温度がやや高い実施例Ｂ、
圧延終了温度がやや低い実施例Ｃ，巻取り温度がやや高
い実施例Ｆは靱性が低い。しかし、製造条件をこのよう
に広い範囲に変化させているにも係わらず、降伏強度の
範囲は５６３〜６０１ＭＰａと、極めて狭い範囲に分布
している点は注目に値する。
圧延終了温度がやや低い実施例Ｃ，巻取り温度がやや高
い実施例Ｆは靱性が低い。しかし、製造条件をこのよう
に広い範囲に変化させているにも係わらず、降伏強度の
範囲は５６３〜６０１ＭＰａと、極めて狭い範囲に分布
している点は注目に値する。
【００５７】
【表５】
【００５８】表６に、製造条件が本発明が規定する範囲
を外れる比較例を示した。表１中のＮｏ．１、Ｎｏ．
２、およびＮｏ．５鋼を用いて、種々の条件下で製造し
たもので、圧延開始温度が下限より低い比較例Ｋ、圧延
終了温度が上限を越えている比較例Ｉおよび比較例Ｎ，
巻取り温度が下限より低い比較例Ｈ、比較例Ｊおよび比
較例Ｏ、冷却速度が下限未満の比較例Ｑは降伏強度が低
い。
を外れる比較例を示した。表１中のＮｏ．１、Ｎｏ．
２、およびＮｏ．５鋼を用いて、種々の条件下で製造し
たもので、圧延開始温度が下限より低い比較例Ｋ、圧延
終了温度が上限を越えている比較例Ｉおよび比較例Ｎ，
巻取り温度が下限より低い比較例Ｈ、比較例Ｊおよび比
較例Ｏ、冷却速度が下限未満の比較例Ｑは降伏強度が低
い。
【００５９】一方、圧延開始温度が上限を越えている比
較例Ｌ，圧延終了温度が上限より高い比較例Ｉ、比較例
Ｎ、圧延終了温度が下限より低い比較例Ｍ、巻取り温度
が上限を越えている比較例Ｐは靱性が２００Ｊに満たな
い。
較例Ｌ，圧延終了温度が上限より高い比較例Ｉ、比較例
Ｎ、圧延終了温度が下限より低い比較例Ｍ、巻取り温度
が上限を越えている比較例Ｐは靱性が２００Ｊに満たな
い。
【００６０】
【表６】
【００６１】上記の結果をもとに、工場で熱間圧延鋼帯
を製造し、さらに電縫溶接鋼管を製造した。転炉溶解・
連続鋳造によりスラブとし、１２２０℃に加熱しホット
ストリップミルで、１０．８ｍｍｔの鋼帯としている。
成分を表７に、また、製造条件および諸特性を表８に示
した。電縫溶接鋼管の寸法は、３０５φ×１０．８ｍｍ
ｔである。何れの鋼帯および電縫溶接鋼管とも、５５０
ＭＰａ以上の降伏強度、２００Ｊ以上の吸収エネルギー
を示している。
を製造し、さらに電縫溶接鋼管を製造した。転炉溶解・
連続鋳造によりスラブとし、１２２０℃に加熱しホット
ストリップミルで、１０．８ｍｍｔの鋼帯としている。
成分を表７に、また、製造条件および諸特性を表８に示
した。電縫溶接鋼管の寸法は、３０５φ×１０．８ｍｍ
ｔである。何れの鋼帯および電縫溶接鋼管とも、５５０
ＭＰａ以上の降伏強度、２００Ｊ以上の吸収エネルギー
を示している。
【００６２】
【表７】
【００６３】
【表８】
【００６４】
【発明の効果】本発明の完成により、強度、靱性ともに
優れた、電縫溶接鋼管用の熱延鋼帯が得られた。特に、
従来は不可能であった、安価な析出硬化型鋼により、高
い降伏強度および靱性を有する鋼帯が得られたことの意
義は大きい。また、本発明により得られた鋼帯は、従来
の析出硬化型に比較して、その特性のばらつきが小さい
特徴も有している。鋼帯より製造した電縫溶接鋼管も同
様に優れた特性を示した。
優れた、電縫溶接鋼管用の熱延鋼帯が得られた。特に、
従来は不可能であった、安価な析出硬化型鋼により、高
い降伏強度および靱性を有する鋼帯が得られたことの意
義は大きい。また、本発明により得られた鋼帯は、従来
の析出硬化型に比較して、その特性のばらつきが小さい
特徴も有している。鋼帯より製造した電縫溶接鋼管も同
様に優れた特性を示した。
フロントページの続き
(72)発明者 大村 雅紀
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 大和田 浩
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(56)参考文献 特開 平４−168217（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓ
ｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｔ
ｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜
０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：
０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を
含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、更
に、（１）式で表される、Ｔｉ*が、０．０１５％以上
である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧
延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で圧延を終了
後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０
〜６５０℃で巻取ってＹＳ≧５５０ＭＰａの鋼帯を得る
ことを特徴とする高降伏強度・高靭性熱間圧延鋼帯の製
造方法。 Ｔｉ*（％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・（１） - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１１％、
Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜
０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：
０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、
更にＣｕ≦１．０％以下，Ｎｉ≦１．０％以下，Ｃｒ≦
１．０％以下，Ｍｏ≦１．０％以下、Ｃａ≦０．０１％
を一種または二種以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなり、（１）式で表される、Ｔｉ*が、０．
０１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃
の温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で
圧延を終了後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却
し、５５０〜６５０℃で巻取ってＹＳ≧５５０ＭＰａの
鋼帯を得ることを特徴とする高降伏強度・高靭性熱間圧
延鋼帯の製造方法。 Ｔｉ*（％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18505096A JP3445997B2 (ja) | 1996-07-15 | 1996-07-15 | 高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18505096A JP3445997B2 (ja) | 1996-07-15 | 1996-07-15 | 高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1030122A JPH1030122A (ja) | 1998-02-03 |
| JP3445997B2 true JP3445997B2 (ja) | 2003-09-16 |
Family
ID=16163929
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18505096A Expired - Fee Related JP3445997B2 (ja) | 1996-07-15 | 1996-07-15 | 高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3445997B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003006699A1 (fr) * | 2001-07-13 | 2003-01-23 | Nkk Corporation | Tube d'acier a resistance elevee, superieure a celle de la norme api x6 |
| JP4507747B2 (ja) * | 2003-07-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| JP4507745B2 (ja) * | 2003-07-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 |
| AU2004315176B2 (en) * | 2004-02-04 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corporation | Steel product for line pipe excellent in resistance to HIC and line pipe produced by using the steel product |
| JP6149776B2 (ja) * | 2014-03-28 | 2017-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高靭性高延性高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| CN104561780A (zh) * | 2014-12-04 | 2015-04-29 | 昆明理工大学 | 一种q420级抗震钢和用炉卷轧机生产q420级抗震钢的方法 |
| JP6369347B2 (ja) * | 2015-02-13 | 2018-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉スパイラル鋼管及びその製造方法 |
-
1996
- 1996-07-15 JP JP18505096A patent/JP3445997B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1030122A (ja) | 1998-02-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4946092B2 (ja) | 高張力鋼およびその製造方法 | |
| JPH11140582A (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 | |
| JP4193315B2 (ja) | 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP4514150B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2783809B2 (ja) | 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが５５▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ▼▲上２▼以上の高張力熱延鋼帯 | |
| JP3445997B2 (ja) | 高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法 | |
| JP3242303B2 (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6067621A (ja) | 非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3290595B2 (ja) | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP3280692B2 (ja) | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3376850B2 (ja) | 高強度高靱性熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3296591B2 (ja) | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3871722B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3299287B2 (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3077568B2 (ja) | 低温鉄筋用鋼材の製造方法 | |
| JP7298777B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3593728B2 (ja) | 成形性の優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2003129133A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP4639464B2 (ja) | 加工性に優れる高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3033459B2 (ja) | 非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP3485737B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3383156B2 (ja) | 高強度電縫鋼管用鋼板の製造法 | |
| JPH0774383B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080704 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090704 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100704 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100704 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110704 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110704 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120704 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120704 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130704 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |