JPH01176026A - 非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〈発明の目的〉 産業上の利用分野 本発明は板厚が２０關以上で鋼板内の歪を少なくして高
強度でかつ低温靭性の優れたＮｂ含有非調質鋼板の製造
方法に係り、基本的には、ドロップウェイト・ティヤー
・テストＩＤｒｏｐ　ＷｅｉｇｈｔＴｅａｒ　Ｔｅ５ｔ
ｌｌ以下、ＤｍＴＴという、）の８５％延性破面遷移温
度が一２０′Ｃ以下の非調質高張力鋼板の製造方法に係
るものである。

従　　来　　の　　技　　術 近年、北海や北極圏の寒冷地において大規模な油田やガ
ス田が開発され、これに伴ないガスや原油を効率的かつ
経済的に消費地まで輸送するために大径厚内の高張カラ
インパイプの需要が急増している。

このような鎌しい気象条件下で使用されるラインパイプ
素材となる鋼板に対して当然のことながら高強度と共に
優れた低温靭性（待にＤＷＴＴ特性）が要求される。

これらの厳しい材質特性を満足させるために、ラインパ
イプ用鋼板は主に制御圧延法により製造されているう また、最近、非調質高張力鋼板の製ｉ６方法として、制
御圧延後加速冷却を行なう技術が発展し、上記のｔＩ１
１１ＩＩ圧延方法によるよりも、更に高張力化し、しか
も、靭性が劣化しない特徴がさかんに利用されている。

しかし、これらの加速冷却法により靭性の劣化を抑えて
高強度化を安定して図るためには、加速冷却の冷却停止
温度を４００℃未満にすることが必要である。しかしな
がら、冷却停止温度を４００’ｔ”；未満にすると、冷
却速度が急激に速くなるため、歪および材Ｎ特性の均一
な鋼板を製造するごとが困難であった。

一方、冷却停止温度を４００℃以上として高強度化を図
る方法としては、特開昭５２−１１１４１３号公報史特
開昭５３−９７９２２号公報に示されるよさなＴＩＣに
よる析出強化やＢ添加による焼入性向上による強化など
がある。しかし、前者は低温靭性（ＤＶＴＴ特性）、後
者は溶接性が劣るという欠点がある。

以Ｆの観点から、冷却停止温度を４００℃以上として合
金元素を添加せずにυＷＴＴ特性を劣化させることな（
高強度化できる技術の開発が望まれていたつ 発明が解決しようとする問題点 本発明はこれらの問題点の解決を目的とし、具体的には
、前記従来技術に対する要望に応え、特定の成分組成の
鋼スラブを２回加熱することにより高強度化を図り、鋼
板内の歪および材質特性の均一な非調質高張力鋼板の製
造方法を提供することを目的とする。

・；発明の構成〉 問題点を解決するための 手段ならびにその作用 本発明の上記目的は次の２発明により達成される。

第１発明の要旨とするところは次の通りである。

すなわち、重−比にてＣ：　０．００５〜０．１５％、
Ｓｉ二〇、０５〜０．５％、Ｍｎ　：　０．８〜２．５
％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ　：　０．０
０５〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物よりなる鋼を１２００〜１３００℃の温度範囲に
加熱後冷却する第１工程と、さらにこの第１工程で処理
された鋼を１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、
１Ａｒ３　＋１５０℃１〜Ａｒ３までの未再結晶Ｔ域で
圧下率５０〜９０％の圧下を与え、さらに、（Ａｒ３−
２０℃ｌ　〜ｌＡｒ３−１２０℃１までの（γ＋α１２
相域で圧下率３０〜Ｇｏ％の圧下を与え、その後、直ち
に３〜３０℃Ｉ’Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃の温
度範囲までｈ口達冷却を行なう第２工程とから成る口と
を特徴とする。

また、第２発明の要旨とするとごろは、次の通りである
。

すなわち、＠薄化にてＣ：　０．００５〜０．１５％、
ｓｌ：０．０５〜０．５％、　Ｍｎ　：　０．８〜２，
５％、　Ａｌ’：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ　：　
０．００５〜０．１０％を基本成分とし、さらに、Ｎｉ
：０．５％以下、ＣＩｌ：０．５％以下、藺ｏ：０．５
％以下、Ｖ：０，１％以下、Ｃｒ　：　０．５％以下、
■１：０．００５−０．１０％、Ｂ　：　０．０００５
〜０．００５％、Ｃａ：ｏ、ｏｏｉ〜０，０１％、ＲＥ
Ｖ　：　０．００３〜０，０１％のうちから選ばれた何
れが１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物よりなる鋼を、１２００〜１３００℃の湿
度範囲に加熱後冷却する第１工程と、さらに、口の第１
工程で処理された鋼を１０５０〜１２５０℃の湿度範囲
に加熱後、ｔＡｒ３＋１５０℃）〜Ａｒ３の未再結晶γ
域で圧下率５０〜９０％の圧下を与え、さらに、（Ａｒ
３−２０℃）〜イ＾ｒ３−１２０℃）までの（γ＋α）
２相域で圧下率３０〜６０％の圧下を与え、その後、直
ちに３〜３０Ｃ＋’ｓの冷却速度で６５０〜４００℃の
湿度範囲まで加速冷却を行なう第２工程とから成ること
を特徴とする。

以下、さらに本発明の詳細な説明する。

本発明成立の基礎となった実験について説明する。

０．０８％Ｇ　−０，２５％Ｓｉ　−１，５％Ｍｎ−０
，０３％Ａｌ−０，０４％Ｎｂを含有する鋼を１２５０
℃の温度に加熱冷却（第１工程）し、その豫、さらに口
の第１工程で処理された鋼を１１５０℃の温度に加熱し
、（Ａｒ３＋１５０℃１〜Ａｒ３の未再結晶γ域で圧下
率６０％の圧下を与え、さらに、８５０−６３０℃の温
度域で圧下率４０％の圧下を与え、圧延体ト温度を変化
さぜ、その後直ちに１０℃＝’ｓの冷却速度で５５０℃
まで加速冷却（第２工程）したときの圧延仕上温度に対
する引張強さｆＴｓｌと８５％延性破面ｉｌ移温度ｆＤ
ＩＴＴ特性）との関係を調査した結果を第１図に示した
。同図中には比較鋼として前記と同一成分組成の鋼を用
い、第２工程以降の条件は全て同一とし、第１工程を実
施しなかったときの圧延仕上温度に対するＴＳと０盲Ｔ
Ｔ特性との関係を合わせて示した。

なお、第１図において○は本発明１４（２回加熱、（γ
＋α）２相域圧下率−４０％）、△は比較鋼（１回加熱
、（γ＋α）２相域圧下率−４０％）、◇は比較鋼（２
回加熱、（γ＋α）２相域圧下率−１０％）の結果を示
したものである。

第１図のＤＷＴＴ特性についてみると、２回加熱を行な
う本発明鋼と１回加熱の比較鋼とでは差は認められない
が、ＴＳについてみると、本発明鋼は比較鋼に比べＴＳ
が約５ｋｑｆｌ′ｌｌｌ１ｌ１２　上昇する。すなわち
、本発明鋼を用いると０盲ＴＴ特性を劣化させることな
く高強度化できることがわかる。

また、第１図には２回加熱を行なった後、（γ＋α）２
相域での圧下率を変えたときのＴＳおよびＤＶＴＴ特性
の変化も合わせて示した。これによると、ＴＳは１０％
圧下材、４０％圧下材とともに差は認められないが、Ｄ
ＷＴＴ特性についてみると、１０％圧下材に比べ、４０
％圧下材のＤＶＴＴ特性は著しく改善されている。すな
わち、本発明鋼ではＤＷＴＴ特性向ヒには、＋７＋ｄ１
２相域での圧下率が重要であることがわかる。

以トのことから本発明によれば、ＴＳは一ヒ昇し、ＤＷ
ＴＴ特性は改善されることがわかる。このような本発明
鋼の強化機構については明らかではないが、本発明鋼の
場合、第１工程を入れることにより第２工程のスラブ加
熱時のオーステナイト粒径が比較鋼に比べ、粗大化し、
この粗大化したオーステナイト粒と固溶しているＮｌ）
との重畳効果により焼入性が高くなり、加速冷却後のベ
イナイト体積率が比較鋼に比べ、増加したものと考えら
れる。このベイナイト体積率の増加によりＴＳは上昇す
るものと推定される。

次に、ＤＷＴＴ特性の改善は（γ＋α）２相域での圧下
率を３０％以上とすることにより、板厚中心部において
もセパレーションを発生し、このセパレーションの発生
によりＤＷＴＴ特性が向−トするものと考えられる。

次に、本発明において用いる材料の鋼成分組成の限定さ
れる理由について説明する。

Ｃ： Ｃは０．００５％未満では鋼板強度が不定し、また、溶
接熱影響部（以下、ＨＡ’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０．００５〜０，１５％の範囲内にする必要が
ある。

Ｓｌ： Ｓｉは鋼精煉時に１１５２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、一方
、０．５％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０．０５〜０．５％の範囲内に
する必要がある。

Ｍｎ： Ｍｎは０，８％未満では鋼板の強度および靭性が不足し
、さらにＨＡ２の軟化がひどくなり、一方、２．５％を
越えるとＨＡＩ（ｒ）靭性が劣化するので、Ｍｎは０．
８〜２．５％の範囲内にする必要がある。

Ａｌ： 鋼の脱酸ト鰻低０．００５％のＡＩ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
ＨＡ７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、ＡＩは０．００５〜０．０８％の範囲内にする
必要がある。

Ｎｂ： Ｎｂは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坦せず、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、ヒ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各群の成分がそ
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。

第１群成分 Ｎ１： ＮｉはＨＡ７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、靭性を向ヒさせるのに有用である
が、０．５％を越えて含有させるのは製造コストの上昇
を招くので０．５％以下にする。

Ｃ（１： 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、０．５％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、０．５％以下にする必要がある。

ＭＯ： ＭＯは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ徴ｍなベイ
ナイ［へ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。

Ｖ： ■は鋼板の母材の強度と靭性向上、重子部強度確保のた
め、むしろ０１０１％以上の含有を可とするが、０．１
０％を越えると母材およびＨＡｌの靭性を著しく劣化さ
せるので、■は０．１０％以下の範囲内に制限する。

Ｃｒ： Ｏｒ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、０．５％を越えると母材の靭性ばかりか溶接部
靭性にも悪彰ＷＩが生じるので、０．５％以下にする必
要がある。

■１： Ｔｉはγ粒の微細化効果による靭性向ＦとＴｉ炭窒化物
の強度上昇を目的として添加する。しかし、■ＩＩ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１１吊の範囲を０．００
５〜０．１０％とする。

Ｂ： Ｂは焼入性を向ヒさせ、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カロする。しかし、ＢｌがＯ，
９００５％未満では強度上昇効果がなく、また、０．０
０５％を越えるとマルテンサイトが生じ、靭性が劣化す
るので８踊の範囲は０、０００５〜０．００５％とする
。

第２群成分 Ｃａ： Ｃａは０．００１％程度の微量にてＭｎＳの形態制ｔＩ
ｌ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、ｏ、ｏｉｏ％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、ｏ、ｏｏｉ〜ｏ、
ｏｉｏ％の範囲に限定とした。

ＲＥＶ　： ＲＥＭ（Ｌａ、　Ｃｅ、　Ｐｒ、　Ｎｄ、　ＩＩ、Ｓｓ
、　Ｅｕ、　Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｎｏ、［ｒ、Ｔｕ、Ｙ
ｂ、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、
０．０１０％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、０．００３〜０．０
１０％の範囲に限定した。

以上の限定の理由から明らかなように、第１群成分は主
として強度増強、第２群成分は専ら靭性改善に関し、そ
れぞれ同効成分と見なされる。

次に、本発明の第１工程の加熱、冷却条件等について説
明する。

鋼を１２００〜１３００℃の温度範囲に加熱後冷部する
第１工程は本発明の最も重要な工程であり、この工程を
入れる口とにより鋼の焼入性を増大させ、高強度化を図
るわけであるが、これは析出している粗大なＮｂ（Ｃ，
Ｎ￥−を加熱時に完全に固溶させ、その侵、冷却中に像
線析出させ、さらに第２工程での加熱時にＮｂの固溶を
容易にすることにある。しかし、加熱温度が１２００℃
未満では、粗大な析出Ｎｂが完全に固溶せず残存するた
め、温度１２００℃以トに加熱する必要がある。また、
温度１３００°Ｃを越えて加熱すると、オーステナイト
粒径が著しく粗大化するため、この漫に続く第２工程を
実施しても結晶粒の細粒化ができない。依って、第１工
程の加熱温度は１２００〜１３００℃の温度範囲とする
。

また、冷部条件について、その速度は特に制限されない
が、好ましくは、通常行なわれている空冷またはそれ以
上の冷却速度がよく、また、冷却停止湯度はＡｒ、以下
とすることが好ましい。

次に、第２工程の加熱、圧延、冷却の各条件等について
説明する。

第２工程での加熱ではオーステナイト粒の粗大化と０．
０１％以、ＦのＮｂを固溶させることが必要条件となる
。加熱温度が１０５０℃未満ではオーステナイト・粒の
粗大化は生じるが、Ｎｂの固溶串が０．０１％未満とな
るため、高強度化が達成できない。また、１２５０℃＠
越えて加熱すると続く未再結晶γ域での圧延を行なって
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。

依って、加熱温度は１０５０〜１２５０℃の範囲にする
必要がある。

次いで、Ｌ記条件で加熱された鋼を１Ａｒ３　＋１５０
Ｃ１〜Ａｒ３の未再結晶ｒｉｌｉで圧延を施すが、これ
はオーステナイ！・粒の伸長化やオーステナイト粒内に
変形帯を導入するためである。しかし、１Ａｒ３＋１５
０℃）を越える温度域では前記目的が達成されない。こ
の温度域で圧下率を５０〜９０％の範囲にする必要があ
り、圧下率が５０％未満ではオーステナイト粒のｍ粒化
が不十分となり、この後に続＜（γ＋α）２相域圧延時
のフェライトが粗大化するため、靭性が著しく劣化する
っ依って、圧下率の下限を５０％とした。また、９０％
を越える圧下率で圧延すると、γ粒の細粒化効果は飽和
し、フェライ］・粒のＩ３ｍ化効果が少ないため、その
上限を９０％とした。

続いて、（Ａｒ３−２０’Ｇ１から（Ａｒ３−１２０℃
）の１γ＋α）２相域で圧延を行なうが、その圧延温度
が（Ａｒ３−２０℃）を越えて圧延を行なうと、板厚２
０ｍｍ以−りでは本発明の目的とする板厚中心部が（γ
＋α）２相域圧延とならない。また、圧延温度が１Ａｒ
３−１２０℃Ｉ未満であると、加工硬化したフェライｉ
・が多くなり、靭性が著しく劣化する。更に、１Ａｒ３
−２０℃Ｉから（Ａｒ３−１２０”Ｃｌまで（γ＋α）
２相戚での圧下率を３０〜６０％の範囲にする必要があ
る。圧下率が３０％未満では板厚が２０ｍｍ以上で板厚
中心部にセパレーションの発生が少ないため、ＤＷＴＴ
特性は向上しない。また、６０％を越える圧下率で圧延
すると、セパレーションは多発するが、吸収エネルギー
が著しく低下するっ ト記圧延慢加速冷却を行なうが、冷却速度は３′ＣＩ’
ＳＬ：満たないと加速冷却の効果がなく、−方、３０゛
Ｃ・′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℃６゛ｓの範囲に限定し
た。

前記加速冷却は圧延侵その温度を６５０〜４００℃の温
度範囲まで加速冷却を続けるが、６５０℃を越える温度
で冷部を停止上すると、加速冷却の効果が生じない。ま
た、４００℃未満の温度で冷却を停止上すると、鋼板内
に歪が生じやすくなるため、加速冷却の停止ｌ：温度は
６５０〜４００℃の範囲とするっ 以上説明したように、本発明においては、特定の成分組
成の鋼を第１工程で１２００〜１３００℃に加熱冷却し
、次いで、第２工程で第１工穆で処理された鋼をＪ［１
０５０〜１２５０℃の範囲に加熱した後、特定の条件下
、圧延、加速冷却することを特徴とし、これによって、
板厚ｔｆ２０ＩＩＩＩ１以上で鋼板内の歪が少なく、高
強度で、低温靭性に優れた非調質高張力鋼板が得られる
。

実　　施　　例 以下、実施例によって更に具体的に説明する。

第１表に示す成分組成の供試鋼について、第２表に示す
第１工程および第２工程の加熱、圧延、冷却の各条件に
より処理し、その鋼板の機械的性質を調査し、その結果
を第２表にまとめて示す。なお、第２表の試験）ｋｇ、
１０．１２〜１Ｇは本発明の実施例のものを示し、その
他は比較例を示すものである。

第２表において、試験＆１〜１０は本発明の範囲内の成
分組成からなる第１表のＡ１鋼のスラブを第２表に示す
種々の加熱、圧延、冷却の各条件で処理を施し、いずれ
も板厚２５１１１１１の製品とじたものである。まず、
試験１１＠１．２は第１工程のスラブ加熱処理を実施し
ていないか、またはスラブ加熱湯度ｆｆ１０５０℃ｆ１
２００’ｃ未満１と低いためいずれもＴＳが低い。試験
＆３は第１工程のスラブ加熱Ｊ　Ｉｆ　＃　１３５０℃
＋１３００℃［１２１ｉｌｉ％イタメ［１Ｖ７７１性が
悪い。試ｊＩＡ＆４は第２工程のスラブ加熱温度が１０
００℃ｆ１０５０℃未満）と低いためＴＳが低い。試験
翫５はｌＡｒ３　＋１５０℃）〜Ａｒ３までの圧下率が
２０％（５０％未′ａ）と少ないため［１１ＴＴ特性が
悪いっ試験翫６はｌＡｒ３−２０”Ｃ）〜（Ａｒ３−１
２０℃）までの圧下率が１０％（３０％未′ＩＡ＋と少
ないため、セパレーシヨンが発生せずＤＶＴＴ特性が悪
い。試験Ｎａ７は加速冷却を実施していないためＴＳが
低い。試験ＮＯ，８は加速冷却後の冷却停止Ｆ温度が３
００℃（４００℃未満）と低いため、鋼板内に歪が発生
しＣいる。

これらに対して試験翫９．１０は、本発明の製造条件に
従い製造したため、第２表に示すように高い強度と優れ
たＤＶＴＴ特性（８５％ＦＡＴＴが一２０°Ｃ以下）を
有すると共に、鋼板内の歪の無い鋼板であることがわか
る。試験＆１１は第１表のＢ１鋼のスラブを第２表に示
す加熱、圧延、冷Ｗの各条件に従って処理を施し、板厚
２５閣の製品としたものである。

試験翫１１は本発明の製造条件は満足しているが、もう
一つの重要な要件である鋼の成分組成にＮｔｌを含有し
ていないためＴＳが低い。

次に、試験Ｎａ１２〜１Ｇは第１表に示す本発明の成分
組成よりなるＡ２〜Ａ６の鋼スラブを用い、第２表の本
発明の製造条件をすべて満足する条件で製造した板厚２
５〜３２ｍの鋼板の試験結果を示すもので、いずれも高
い強度と優れたＤＷＴＴ特性を有すると共に、鋼板内に
歪の無い鋼板である〈発明の効果〉 以ト説明したように、本発明は、重量化にて、Ｃ：　０
．００５〜０．１５％、Ｓｉ　：　０．０５〜０．５％
、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ａｌ　；０．００５〜０．
０８％、Ｎｂ　：　０．００５〜０．１０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を１２００
〜１３００℃の温度範囲に加熱後冷却する第１工程と、
さらにこの第１工程で処理された鋼を１０５０〜１２５
０°Ｃの温度範囲に加熱後、ｌＡｒ３＋　１５０℃）〜
Ａｒ３までの未再結晶γ域で圧下率５０〜９０％の圧下
を与え、さらに、（Ａｒ３−２０℃ｌ　〜（Ａｒ３−１
２０℃）までの＋　７　＋　（Ｘ　１２相域で圧下率３
０〜６０％の圧下を与え、その後、直ちに３〜３０℃、
′Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃の温度範囲まで１ｌ
口速冷却を行なう第２工程とから成る口とを特徴とし、
また、■量比にて、Ｃ：　０．００５〜０．１５％、Ｓ
ｉ　：　０．０５〜０．５％、Ｍｎ　：　０．８〜２．
５％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ　：　０．
００５〜０．１０％を基本成分とし、さらに、Ｎｉ：０
．５％以下、Ｃ１ｌ　：　０．５％以下、Ｍｏ：０．５
％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ二０．５％以下、Ｔｉ
　：　０．００５〜０．１０％、Ｂ　：　０．０００５
〜０．００５％、Ｃａ　：　０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭ　：　０．００３〜０．０１％のうちから選ばれ
た何れか１種または２種以トを含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼を、１２００〜１３００℃
の温度範囲に加熱後冷却する第１工程と、さらに、この
第１工程で処理された鋼を１０５０〜１２５０℃の温度
範囲に加熱後、（Ａｒ３＋１５０℃）〜Ａｒ３の未再結
晶γ域で圧下率５０〜９０％の圧下を与え、さらに、１
Ａｒ３−２０’０１〜（Ａｒ、−１２０℃）までの（７
′＋α）２相域で圧下率３０〜６０％の圧下を与え、そ
の侵、直ちに３〜３０°Ｃ′Ｓの冷却速度で６５０〜４
００℃の温度範囲まで加速冷却を行なう第２工程とから
成ることを特徴とする１ト調質高張力鋼板の製造方法で
あって、特定の成分組成の鋼スラブを２回加熱等の処理
をすることによって、高強度化を図ることができ、鋼板
内の歪および材質特性の均一な非調費高張力鋼板が効率
よく得られる。

【図面の簡単な説明】

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）重量比にて、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：
   ０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ａｌ：
   ０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０
   ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
   鋼を１２００〜１３００℃の温度範囲に加熱後冷却する
   第１工程と、さらにこの第１工程で処理された鋼を１０
   ５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、（Ａｒ＿３＋１
   ５０℃）〜Ａｒ＿３までの未再結晶γ域で圧下率５０〜
   ９０％の圧下を与え、さらに、（Ａｒ＿３−２０℃）〜
   （Ａｒ＿３−１２０℃）までの（γ＋α）２相域で圧下
   率３０〜６０％の圧下を与え、その後、直ちに３〜３０
   ℃／’ｓの冷却速度で６５０〜４００℃の温度範囲まで
   加速冷却を行なう第２工程とから成ることを特徴とする
   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：
   ０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ａｌ：
   ０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０
   ％を基本成分とし、さらに、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ
   ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以
   下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１０
   ％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．００
   １〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０１％のう
   ちから選ばれた何れか１種または２種以上を含有し、残
   部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、１２００
   〜１３００℃の温度範囲に加熱後冷却する第１工程と、
   さらに、この第１工程で処理された鋼を１０５０〜１２
   ５０℃の温度範囲に加熱後、（Ａｒ＿３＋１５０℃）〜
   Ａｒ＿３の未再結晶γ域で圧下率５０〜９０％の圧下を
   与え、さらに、（Ａｒ＿３−２０℃）〜（Ａｒ＿３−１
   ２０℃）までの（γ＋α）２相域で圧下率３０〜６０％
   の圧下を与え、その後、直ちに３〜３０℃／ｓの冷却速
   度で６５０〜４００℃の温度範囲まで加速冷却を行なう
   第２工程とから成ることを特徴とする非調質高張力鋼板
   の製造方法。