JPH0949050A - 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0949050A JPH0949050A JP32837195A JP32837195A JPH0949050A JP H0949050 A JPH0949050 A JP H0949050A JP 32837195 A JP32837195 A JP 32837195A JP 32837195 A JP32837195 A JP 32837195A JP H0949050 A JPH0949050 A JP H0949050A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形後に降伏強度が低下し難い高強度熱延鋼
板、この鋼板により成形されたパイプ及び高強度熱延鋼
板の製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高強度熱延鋼板は、化学組成が
重量％で、Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.6 ％以下、Mn：2.
5 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01
〜0.10％、Ti：0.1 ％以下、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1
％以下、を含み、残部が実質的にＦｅからなり、その組
織がフェライト相を面積率で５０％以上有し、フェライ
ト相以外の第二相の平均粒径が９μm以下であり、かつ
フェライト量Ｆ（面積％）と第二相の平均粒径ｄ（μm
）との比ｄ／Ｆが０．１５以下である。
板、この鋼板により成形されたパイプ及び高強度熱延鋼
板の製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高強度熱延鋼板は、化学組成が
重量％で、Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.6 ％以下、Mn：2.
5 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01
〜0.10％、Ti：0.1 ％以下、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1
％以下、を含み、残部が実質的にＦｅからなり、その組
織がフェライト相を面積率で５０％以上有し、フェライ
ト相以外の第二相の平均粒径が９μm以下であり、かつ
フェライト量Ｆ（面積％）と第二相の平均粒径ｄ（μm
）との比ｄ／Ｆが０．１５以下である。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、パイプ等に成形し
た後の降伏強度の低下が生じにくく、冷間加工のままで
使用することができる高強度熱延鋼板、これを用いて造
管したパイプ及び前記熱延鋼板の製造方法に関する。
た後の降伏強度の低下が生じにくく、冷間加工のままで
使用することができる高強度熱延鋼板、これを用いて造
管したパイプ及び前記熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、ラインパイプや油井管用に用いら
れる鋼板には、これらのパイプが寒冷地で使用されるこ
とが多いため、低温靭性が要求されている。また、石油
輸送のラインパイプでは、水素誘起割れや硫化物誘起割
れを起こさないことも重要である。更に、パイプ等の設
置に際して、パイプに破損・損傷が生じないように強度
を確保することも重要である。
れる鋼板には、これらのパイプが寒冷地で使用されるこ
とが多いため、低温靭性が要求されている。また、石油
輸送のラインパイプでは、水素誘起割れや硫化物誘起割
れを起こさないことも重要である。更に、パイプ等の設
置に際して、パイプに破損・損傷が生じないように強度
を確保することも重要である。
【０００３】これらの特性を満足する鋼板を提供するた
め、特開昭５８−７７５２７号公報に開示されているよ
うに、スラブ加熱温度や熱延仕上げ温度を低く設定し
て、オーステナイトの再結晶を抑制しつつ、オーステナ
イトの未再結晶域で圧延し、圧延後、再結晶させること
なく変態させる制御圧延技術が実施されている。かかる
圧延により製造された熱延鋼板は、微細なフェライト組
織を有し、強度、低温脆性および溶接性に優れ、圧延し
たままでラインパイプ等の素材として使用されている。
め、特開昭５８−７７５２７号公報に開示されているよ
うに、スラブ加熱温度や熱延仕上げ温度を低く設定し
て、オーステナイトの再結晶を抑制しつつ、オーステナ
イトの未再結晶域で圧延し、圧延後、再結晶させること
なく変態させる制御圧延技術が実施されている。かかる
圧延により製造された熱延鋼板は、微細なフェライト組
織を有し、強度、低温脆性および溶接性に優れ、圧延し
たままでラインパイプ等の素材として使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、制御圧
延により製造された従来の熱延鋼板は、パイプ成形後の
降伏強度（ＹＳ）がおよそ８０Ｎ／mm2 以上と著しく低
下する傾向があり、例えば、ラインパイプの場合では成
形されたパイプの降伏強度がＡＰＩ規格の仕様を大きく
下回るおそれがある。降伏強度の低下原因はフェライト
粒径が細粒となり、バウシンガー効果が大きくなるため
と考えられる。
延により製造された従来の熱延鋼板は、パイプ成形後の
降伏強度（ＹＳ）がおよそ８０Ｎ／mm2 以上と著しく低
下する傾向があり、例えば、ラインパイプの場合では成
形されたパイプの降伏強度がＡＰＩ規格の仕様を大きく
下回るおそれがある。降伏強度の低下原因はフェライト
粒径が細粒となり、バウシンガー効果が大きくなるため
と考えられる。
【０００５】また、近年、パイプ成形時にスプリングバ
ック防止などのために、成形前の鋼板原板の降伏比（Ｙ
Ｒ）も低く設定される傾向があり、パイプ成形後のＹＳ
の仕様を満足するには、益々ＹＳの低下の生じないもの
が求められる傾向にある。
ック防止などのために、成形前の鋼板原板の降伏比（Ｙ
Ｒ）も低く設定される傾向があり、パイプ成形後のＹＳ
の仕様を満足するには、益々ＹＳの低下の生じないもの
が求められる傾向にある。
【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、成形後に降伏強度が低下し難い高強度熱延鋼板、こ
の鋼板により成形されたパイプ及び前記熱延鋼板の製造
方法を提供することを目的をする。
で、成形後に降伏強度が低下し難い高強度熱延鋼板、こ
の鋼板により成形されたパイプ及び前記熱延鋼板の製造
方法を提供することを目的をする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度熱延鋼板
は、化学組成が重量％で、Ｃ：0.02〜0.25％、 Al：0.
01〜0.10％、Si：0.6 ％以下、 Ti：0.1 ％以下、M
n：2.5 ％以下、 Nb：0.1 ％以下、Ｐ：0.05％以
下、 Ｖ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、残部
が実質的にＦｅからなり、フェライト相を面積率で５０
％以上有し、フェライト相以外の第二相の平均粒径が９
μm 以下であり、かつフェライト量Ｆ（面積％）と第二
相の平均粒径ｄ（μm ）との比ｄ（μm ）／Ｆ（面積
％）が０．１５以下の組織を有する。前記鋼板の化学組
成としては、前記成分の他、必要に応じて、Ni：1.0 ％
以下、 Ｂ：0.01％以下、Cu：1.0 ％以下、 Ca：
0.01％以下、Mo：1.0 ％以下、 REM ：0.03％以下、
Cr：1.0 ％以下のうち少なくとも一種以上を含有しても
よい。
は、化学組成が重量％で、Ｃ：0.02〜0.25％、 Al：0.
01〜0.10％、Si：0.6 ％以下、 Ti：0.1 ％以下、M
n：2.5 ％以下、 Nb：0.1 ％以下、Ｐ：0.05％以
下、 Ｖ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、残部
が実質的にＦｅからなり、フェライト相を面積率で５０
％以上有し、フェライト相以外の第二相の平均粒径が９
μm 以下であり、かつフェライト量Ｆ（面積％）と第二
相の平均粒径ｄ（μm ）との比ｄ（μm ）／Ｆ（面積
％）が０．１５以下の組織を有する。前記鋼板の化学組
成としては、前記成分の他、必要に応じて、Ni：1.0 ％
以下、 Ｂ：0.01％以下、Cu：1.0 ％以下、 Ca：
0.01％以下、Mo：1.0 ％以下、 REM ：0.03％以下、
Cr：1.0 ％以下のうち少なくとも一種以上を含有しても
よい。
【０００８】前記第二相とは、フェライト相以外の相、
すなわち主に炭化物並びに低温変態生成相であるパーラ
イト相、ベイナイト相、マルテンサイト相やこれらの混
合相を意味するが、更には明確に識別できない相であっ
ても、炭化物を含む相や前記明確に識別できる相との混
合相であってもよい。
すなわち主に炭化物並びに低温変態生成相であるパーラ
イト相、ベイナイト相、マルテンサイト相やこれらの混
合相を意味するが、更には明確に識別できない相であっ
ても、炭化物を含む相や前記明確に識別できる相との混
合相であってもよい。
【０００９】また、フェライト量は組織写真から全面積
に占めるフェライト相の面積％を求めたものであり、ま
た第二相の平均粒径は該第二相の面積と同等の円面積の
直径を個々に算出した後、これらの平均を求めたもので
ある。
に占めるフェライト相の面積％を求めたものであり、ま
た第二相の平均粒径は該第二相の面積と同等の円面積の
直径を個々に算出した後、これらの平均を求めたもので
ある。
【００１０】本発明のパイプは、前記高強度熱延鋼板を
用いて適宜の造管法により成形されたものである。本発
明のパイプの種類としては、各種の造管法により成形さ
れる種々の鋼管、例えば電縫鋼管、スパイラル鋼管、Ｕ
Ｏプレス鋼管、鍛接鋼管等が含まれる。
用いて適宜の造管法により成形されたものである。本発
明のパイプの種類としては、各種の造管法により成形さ
れる種々の鋼管、例えば電縫鋼管、スパイラル鋼管、Ｕ
Ｏプレス鋼管、鍛接鋼管等が含まれる。
【００１１】また、本発明の高強度熱延鋼板は、前記成
分を有する鋼を、１０００〜１４００℃に加熱後、仕上
温度７００〜９００℃で熱延した後、熱延終了直後から
第１段冷却として３０℃／ｓ以下の平均冷却速度ＣＲ１
で２〜２０秒冷却した後、引き続いて第２段冷却として
２×ＣＲ１の平均冷却速度ＣＲ２でＡr1点〜３００℃ま
で冷却した後、３００℃以上で巻き取ることにより好適
に製造される。
分を有する鋼を、１０００〜１４００℃に加熱後、仕上
温度７００〜９００℃で熱延した後、熱延終了直後から
第１段冷却として３０℃／ｓ以下の平均冷却速度ＣＲ１
で２〜２０秒冷却した後、引き続いて第２段冷却として
２×ＣＲ１の平均冷却速度ＣＲ２でＡr1点〜３００℃ま
で冷却した後、３００℃以上で巻き取ることにより好適
に製造される。
【００１２】
【発明の実施の形態】まず、本発明における熱延鋼板の
化学組成限定理由について説明する。単位はwt％であ
る。
化学組成限定理由について説明する。単位はwt％であ
る。
【００１３】Ｃ：０．０２〜０．２５％ Ｃは強度や低温靭性を確保するために重要な元素であ
り、この元素により巻取中に第二相が生成され、強度向
上に寄与する。更にＴｉやＮｂの添加と相まって、フェ
ライト相中にＴｉＣやＮｂＣが生成し、かかる炭化物に
よっても強度の向上が図られる。０．０２％未満では強
度向上作用が過少であり、一方０．２５％を越えるとフ
ェライト中に固溶するＣ量が増大し、低温靭性の低下が
大きくなると共にＴｉＣやＮｂＣが粗大化し、これらが
割れ発生の起点となり、強度が低下するようになる。好
ましくは０．０４〜０．２０％がよい。
り、この元素により巻取中に第二相が生成され、強度向
上に寄与する。更にＴｉやＮｂの添加と相まって、フェ
ライト相中にＴｉＣやＮｂＣが生成し、かかる炭化物に
よっても強度の向上が図られる。０．０２％未満では強
度向上作用が過少であり、一方０．２５％を越えるとフ
ェライト中に固溶するＣ量が増大し、低温靭性の低下が
大きくなると共にＴｉＣやＮｂＣが粗大化し、これらが
割れ発生の起点となり、強度が低下するようになる。好
ましくは０．０４〜０．２０％がよい。
【００１４】Ｓｉ：０．６％以下 Ｓｉは熱間圧延中にフェライト相の生成に寄与し、その
量を増加させると共に第２相組織のサイズを小さくす
る。また、固溶強化元素として強度の向上に寄与する。
しかし、０．６％を越えると、スラブ加熱中に生成する
スケール等により鋼表面を劣化させる。好ましくは０．
０５〜０．４％がよい。
量を増加させると共に第２相組織のサイズを小さくす
る。また、固溶強化元素として強度の向上に寄与する。
しかし、０．６％を越えると、スラブ加熱中に生成する
スケール等により鋼表面を劣化させる。好ましくは０．
０５〜０．４％がよい。
【００１５】Ｍｎ：２．５％以下 Ｍｎは固溶強化のための元素として重要であるが、多量
に添加するとＭｎＳ等の硫化物や偏析帯を生成しやす
く、著しい特性の劣化を招くため、上限を２．５％とす
る。好ましくは０．５〜２．０％がよい。
に添加するとＭｎＳ等の硫化物や偏析帯を生成しやす
く、著しい特性の劣化を招くため、上限を２．５％とす
る。好ましくは０．５〜２．０％がよい。
【００１６】Ｐ：０．０５％以下 Ｐは固溶強化作用を有するが、過度に添加すると点溶接
性などの他の性質が劣化するため、上限を０．０５％と
する。好ましくは０．０３％以下がよい。
性などの他の性質が劣化するため、上限を０．０５％と
する。好ましくは０．０３％以下がよい。
【００１７】Ｓ：０．０１％以下 Ｓは介在物となって低温靭性を劣化させ、また水素誘起
割れの起点となる介在物や硫化物を生成するため少ない
ほどよいが、製鋼上のコストなどを考慮して上限を０．
０１％とする。
割れの起点となる介在物や硫化物を生成するため少ない
ほどよいが、製鋼上のコストなどを考慮して上限を０．
０１％とする。
【００１８】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは脱酸剤として必要な元素である。このため、少な
くとも０．０１％以上が必要であるが、一方添加量が過
多になると靭性を劣化させ、鋳造欠陥も顕著となるた
め、上限を０．１％とする。好ましくは０．０２〜０．
０８％がよい。
くとも０．０１％以上が必要であるが、一方添加量が過
多になると靭性を劣化させ、鋳造欠陥も顕著となるた
め、上限を０．１％とする。好ましくは０．０２〜０．
０８％がよい。
【００１９】Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：各０．１％以下 Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは微細な炭窒化物を析出させ、強度を向
上させる。しかし、添加量が過多になると炭窒化物の粗
大化を招来し、引いては割れ等を発生するようになるた
め、その上限を各々０．１％とする。好ましくは各０．
０１〜０．０８％がよい。
上させる。しかし、添加量が過多になると炭窒化物の粗
大化を招来し、引いては割れ等を発生するようになるた
め、その上限を各々０．１％とする。好ましくは各０．
０１〜０．０８％がよい。
【００２０】本発明にかかる鋼は、以上の成分を必須成
分として含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
るが、必須成分の作用効果を損なうことなく、材質特性
を向上させるために、必要に応じて下記成分の一種以上
を含有することができる。
分として含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
るが、必須成分の作用効果を損なうことなく、材質特性
を向上させるために、必要に応じて下記成分の一種以上
を含有することができる。
【００２１】Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ：各１．０％以下 Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは固溶強化元素として作用し、
強度向上に有効であり、所定の強度を確保するために添
加される。添加量については経済性を考慮してそれぞれ
１．０％以下とする。好ましくは０．０５〜０．５％が
よい。
強度向上に有効であり、所定の強度を確保するために添
加される。添加量については経済性を考慮してそれぞれ
１．０％以下とする。好ましくは０．０５〜０．５％が
よい。
【００２２】Ｂ、Ｃａ：各０．０１％以下、REM ：０．
０３％以下 Ｂ、Ｃａ、REM は介在物制御や溶接性の改善のために添
加される。添加量については経済性を考慮してＢとＣａ
は０．０１％以下、好ましくは０．０００１〜０．００
３％がよい。また、REM は０、０３％以下、好ましくは
０．０００１〜０．００５％がよい。
０３％以下 Ｂ、Ｃａ、REM は介在物制御や溶接性の改善のために添
加される。添加量については経済性を考慮してＢとＣａ
は０．０１％以下、好ましくは０．０００１〜０．００
３％がよい。また、REM は０、０３％以下、好ましくは
０．０００１〜０．００５％がよい。
【００２３】次に、本発明の熱延綱板の組織、及びその
組織とパイプ成形後の降伏強度ＹＳの低下量との関係に
ついて説明する。パイプ成形後のＹＳの低下はバウシン
ガー効果によって起こるものと考えられる。バウシンガ
ー効果によるＹＳの低下は、必ずしも可動転位による効
果だけで説明される訳ではないが、一般にはパイプ成形
というゆるい加工（〜１％程度）が施された場合、フェ
ライト中に導入される可動転位が原因であると考えら
れ、フェライト粒が細粒であれば、塑性域に達した直後
では普通の粒径に比して可動転位が多いと思われる。
組織とパイプ成形後の降伏強度ＹＳの低下量との関係に
ついて説明する。パイプ成形後のＹＳの低下はバウシン
ガー効果によって起こるものと考えられる。バウシンガ
ー効果によるＹＳの低下は、必ずしも可動転位による効
果だけで説明される訳ではないが、一般にはパイプ成形
というゆるい加工（〜１％程度）が施された場合、フェ
ライト中に導入される可動転位が原因であると考えら
れ、フェライト粒が細粒であれば、塑性域に達した直後
では普通の粒径に比して可動転位が多いと思われる。
【００２４】従って、ＹＳの低下を抑制するには、バウ
シンガー効果が生じにくい鋼板組織を形成すればよく、
本発明者は転位の固着、可動性等を左右すると考えられ
る、種々の組織条件を想定して、これらの組織条件とＹ
Ｓの低下との相関関係を調べたところ、後述の実施例か
ら明らかな通り、フェライト相の面積率Ｆ（面積％）が
５０％以上（好ましくは７０％以上）、フェライト相以
外の第二相の平均粒径ｄ（μm ）が９μm 以下（好まし
くは７μm 以下）であり、かつｄ（μm ）／Ｆ（面積
％）が０．１５以下（好ましくは０．１０以下）の関係
を満足することにより、ＹＳの変動量が６０Ｎ／mm2 以
下になることを見い出した。特に、Ｆを７０％以上、ｄ
を７μm 以下で、かつｄ／Ｆを０．１０以下にすること
により、ＹＳの変動量が４０Ｎ／mm2 以下と極めて低く
抑えられることが分かった。
シンガー効果が生じにくい鋼板組織を形成すればよく、
本発明者は転位の固着、可動性等を左右すると考えられ
る、種々の組織条件を想定して、これらの組織条件とＹ
Ｓの低下との相関関係を調べたところ、後述の実施例か
ら明らかな通り、フェライト相の面積率Ｆ（面積％）が
５０％以上（好ましくは７０％以上）、フェライト相以
外の第二相の平均粒径ｄ（μm ）が９μm 以下（好まし
くは７μm 以下）であり、かつｄ（μm ）／Ｆ（面積
％）が０．１５以下（好ましくは０．１０以下）の関係
を満足することにより、ＹＳの変動量が６０Ｎ／mm2 以
下になることを見い出した。特に、Ｆを７０％以上、ｄ
を７μm 以下で、かつｄ／Ｆを０．１０以下にすること
により、ＹＳの変動量が４０Ｎ／mm2 以下と極めて低く
抑えられることが分かった。
【００２５】すなわち、第二相の平均粒径が２０〜１０
μm ではこの第二相が原因となって可動転位が生じやす
くなるが、９μm 以下とより小さくすることにより、微
細な第二相が可動転位をピン止めする作用が大きくな
り、ＹＳの低下を抑制することができるようになる。ま
た、第二相の量が少ないほど、換言すればフェライト相
の量が多いほど可動転位が導入されにくくなるが、フェ
ライト相の面積率が５０％未満では第二相が多くなり、
ＹＳの低下を抑制することが困難になる。更に、組織が
フェライト相と第二相との混合相の場合、各組織の塑性
が異なるため、各組織が等量存在する場合に比してフェ
ライト相の面積率が大きいほど可動転位が導入されにく
くなる。一方、前記第二相のピン止め作用は粒径が９μ
m 以下の条件の下、小さい程効果が大きい。従って、Ｙ
Ｓ低下量はｄ／Ｆに比例し、ｄ／Ｆが０．１０を越える
と、第二相のピン止め作用に比して導入される転位量が
過多になるため、ＹＳ低下の抑制が効き難くなる。
μm ではこの第二相が原因となって可動転位が生じやす
くなるが、９μm 以下とより小さくすることにより、微
細な第二相が可動転位をピン止めする作用が大きくな
り、ＹＳの低下を抑制することができるようになる。ま
た、第二相の量が少ないほど、換言すればフェライト相
の量が多いほど可動転位が導入されにくくなるが、フェ
ライト相の面積率が５０％未満では第二相が多くなり、
ＹＳの低下を抑制することが困難になる。更に、組織が
フェライト相と第二相との混合相の場合、各組織の塑性
が異なるため、各組織が等量存在する場合に比してフェ
ライト相の面積率が大きいほど可動転位が導入されにく
くなる。一方、前記第二相のピン止め作用は粒径が９μ
m 以下の条件の下、小さい程効果が大きい。従って、Ｙ
Ｓ低下量はｄ／Ｆに比例し、ｄ／Ｆが０．１０を越える
と、第二相のピン止め作用に比して導入される転位量が
過多になるため、ＹＳ低下の抑制が効き難くなる。
【００２６】また、上記特定の組織であれば、フェライ
ト相以外の相が非常に微細であるために、フェライト粒
径による影響をあまり受けないことも確認された。すな
わち、本発明の組織であれば、制御圧延等によって得ら
れる１５μm 以下、更には１０μm 以下の細粒化したフ
ェライト粒径でも、ＹＳが所期の低下量以下に納まるこ
とが確認された。
ト相以外の相が非常に微細であるために、フェライト粒
径による影響をあまり受けないことも確認された。すな
わち、本発明の組織であれば、制御圧延等によって得ら
れる１５μm 以下、更には１０μm 以下の細粒化したフ
ェライト粒径でも、ＹＳが所期の低下量以下に納まるこ
とが確認された。
【００２７】また、発明者の知見によると、パイプ成形
後のＹＳの低下は、パイプの肉厚ｔと管径Ｄとの比ｔ／
Ｄが１％までが最も大きく、この領域ではｔ／Ｄの依存
性がないことが確かめられているが、本発明の組織であ
れば、かかる最悪の形状条件においても、ＹＳが所期の
低下量以下に納まることが確認された。勿論、ｔ／Ｄ＞
１％の条件では、よりＹＳの低下量が小さくなる。すな
わち、本発明によれば、パイプの管径や肉厚による制限
を受けることなく、ＹＳ低下量の小さいパイプを得るこ
とができる。
後のＹＳの低下は、パイプの肉厚ｔと管径Ｄとの比ｔ／
Ｄが１％までが最も大きく、この領域ではｔ／Ｄの依存
性がないことが確かめられているが、本発明の組織であ
れば、かかる最悪の形状条件においても、ＹＳが所期の
低下量以下に納まることが確認された。勿論、ｔ／Ｄ＞
１％の条件では、よりＹＳの低下量が小さくなる。すな
わち、本発明によれば、パイプの管径や肉厚による制限
を受けることなく、ＹＳ低下量の小さいパイプを得るこ
とができる。
【００２８】本発明者は、上記フェライト相の面積率
Ｆ、フェライト相以外の第二相の平均粒径ｄ、ｄ／Ｆと
ＹＳの変動量との関係についての知見を基に、所期の組
織が得られる熱延後の冷却方法を見い出し、下記の熱延
鋼板の製造方法を完成するに至った。すなわち、本発明
の熱延鋼板の製造方法は、前記成分を有する鋼を、１０
００〜１４００℃に加熱後、仕上温度７００〜９００℃
で熱延した後、熱延終了直後から第１段冷却として３０
℃／ｓ以下の平均冷却速度ＣＲ１で２〜２０秒冷却した
後、引き続いて第２段冷却として２×ＣＲ１の平均冷却
速度ＣＲ２でＡr1点〜３００℃まで冷却した後、３００
℃以上で巻き取る方法である。
Ｆ、フェライト相以外の第二相の平均粒径ｄ、ｄ／Ｆと
ＹＳの変動量との関係についての知見を基に、所期の組
織が得られる熱延後の冷却方法を見い出し、下記の熱延
鋼板の製造方法を完成するに至った。すなわち、本発明
の熱延鋼板の製造方法は、前記成分を有する鋼を、１０
００〜１４００℃に加熱後、仕上温度７００〜９００℃
で熱延した後、熱延終了直後から第１段冷却として３０
℃／ｓ以下の平均冷却速度ＣＲ１で２〜２０秒冷却した
後、引き続いて第２段冷却として２×ＣＲ１の平均冷却
速度ＣＲ２でＡr1点〜３００℃まで冷却した後、３００
℃以上で巻き取る方法である。
【００２９】熱延の際の加熱温度を１０００〜１４００
℃にするのは、１０００℃未満ではＴｉやＮｂなどの元
素が固溶せずに鋼中に残存するため、鋼の特性を著しく
低下させ、一方１４００℃を越えるとオーステナイト結
晶粒が粗大化し、靭性な著の機械的特性を著しく劣化さ
せるようになるからである。
℃にするのは、１０００℃未満ではＴｉやＮｂなどの元
素が固溶せずに鋼中に残存するため、鋼の特性を著しく
低下させ、一方１４００℃を越えるとオーステナイト結
晶粒が粗大化し、靭性な著の機械的特性を著しく劣化さ
せるようになるからである。
【００３０】熱延の仕上温度については、制御圧延や普
通圧延を行う場合を含めて７００〜９００℃とする。仕
上温度は低温になるほど結晶粒が細粒化し、靭性等の機
械的特性の向上に効果的であるが、パイプ等の成形後の
ＹＳ低下の少ない組織は、フェライト量と第二相のみで
決定されるため、最終製品の結晶粒径にはあまり影響さ
れない。しかし、７００℃未満の低い温度では、加工フ
ェライト粒が混入して特性を劣化させるため、下限を７
００℃、好ましくは７５０℃とする。また、９００℃を
越える高温で圧延すると、オーステナイト粒が粗大化
し、靭性などの特性が著しく劣化するため、上限を９０
０℃とする。
通圧延を行う場合を含めて７００〜９００℃とする。仕
上温度は低温になるほど結晶粒が細粒化し、靭性等の機
械的特性の向上に効果的であるが、パイプ等の成形後の
ＹＳ低下の少ない組織は、フェライト量と第二相のみで
決定されるため、最終製品の結晶粒径にはあまり影響さ
れない。しかし、７００℃未満の低い温度では、加工フ
ェライト粒が混入して特性を劣化させるため、下限を７
００℃、好ましくは７５０℃とする。また、９００℃を
越える高温で圧延すると、オーステナイト粒が粗大化
し、靭性などの特性が著しく劣化するため、上限を９０
０℃とする。
【００３１】熱延終了後の冷却については、後述の実施
例から明らかな通り、第１段冷却における平均冷却速度
ＣＲ１はフェライト量Ｆ（面積％）と良好相関があり、
図１に示すように、下記(1) 式の関係が認められ、前記
Ｆ≧５０％好ましくはＦ≧７０％を満足するＣＲ１は、
３０℃／ｓ以下好ましくは２０℃／ｓ以下であることが
理解される。ＣＲ１の冷却時間は、２秒未満では冷却時
間が過少であるため、ＣＲ１による冷却の明瞭な影響が
認められにくく、一方２０秒を越えるとＦやｄが上記の
相関からは大きく外れるようになるため、２〜２０秒と
される。尚、式中の記号＊は乗を意味する。 Ｆ（面積％）＝１００＊１０(-0.01*CR1) ……(1)
例から明らかな通り、第１段冷却における平均冷却速度
ＣＲ１はフェライト量Ｆ（面積％）と良好相関があり、
図１に示すように、下記(1) 式の関係が認められ、前記
Ｆ≧５０％好ましくはＦ≧７０％を満足するＣＲ１は、
３０℃／ｓ以下好ましくは２０℃／ｓ以下であることが
理解される。ＣＲ１の冷却時間は、２秒未満では冷却時
間が過少であるため、ＣＲ１による冷却の明瞭な影響が
認められにくく、一方２０秒を越えるとＦやｄが上記の
相関からは大きく外れるようになるため、２〜２０秒と
される。尚、式中の記号＊は乗を意味する。 Ｆ（面積％）＝１００＊１０(-0.01*CR1) ……(1)
【００３２】一方、ＣＲ１及びＣＲ２（第２段冷却の平
均冷却速度）は第二相の平均粒径ｄ（μm ）と良好な相
関があり、図２に示すように、下記(2) 式の関係が認め
られる。 ｄ（μm ）＝１０＊１０(0.03*CR1-0.02*CR2) …(2) 前記(1) 式と(2) 式から、ｄ（μm ）／Ｆ（面積％）を
示す下記(3) 式が得られる。 ｄ／Ｆ＝０．１＊１０-0.02(CR2-2*CR1) ……(3) 前記(2) 式と(3) 式から前記ｄ≦９μm 及びｄ／Ｆ≦
０．１５を満足する条件として、ＣＲ２−２＊ＣＲ１≧
０すなわちＣＲ２≧２＊ＣＲ１の条件式が得られる。
均冷却速度）は第二相の平均粒径ｄ（μm ）と良好な相
関があり、図２に示すように、下記(2) 式の関係が認め
られる。 ｄ（μm ）＝１０＊１０(0.03*CR1-0.02*CR2) …(2) 前記(1) 式と(2) 式から、ｄ（μm ）／Ｆ（面積％）を
示す下記(3) 式が得られる。 ｄ／Ｆ＝０．１＊１０-0.02(CR2-2*CR1) ……(3) 前記(2) 式と(3) 式から前記ｄ≦９μm 及びｄ／Ｆ≦
０．１５を満足する条件として、ＣＲ２−２＊ＣＲ１≧
０すなわちＣＲ２≧２＊ＣＲ１の条件式が得られる。
【００３３】第２段冷却は鋼板の巻取りまで行われる
が、冷却停止温度すなわち巻取温度はＡr1点以下で３０
０℃以上の範囲とされる。Ａr1点を越えると、巻取り中
に新たなオーステナイトの発生、成長が起こり、第二相
のサイズや面積率の関係が前記式(2) 、式(3) より大き
く外れるようになる。一方、３００℃未満になるとマル
テンサイト変態が生じるようになるため、前記(2) 式、
(3) 式の関係が成り立たなくなるからである。
が、冷却停止温度すなわち巻取温度はＡr1点以下で３０
０℃以上の範囲とされる。Ａr1点を越えると、巻取り中
に新たなオーステナイトの発生、成長が起こり、第二相
のサイズや面積率の関係が前記式(2) 、式(3) より大き
く外れるようになる。一方、３００℃未満になるとマル
テンサイト変態が生じるようになるため、前記(2) 式、
(3) 式の関係が成り立たなくなるからである。
【００３４】結局、熱延後の冷却条件として、第２段冷
却をＡr1点〜３００℃の範囲まで行い、３００℃以上で
巻き取ることを前提として、ＣＲ１≦３０℃／ｓ及びＣ
Ｒ２≧２＊ＣＲ１の条件を満足することにより、成形後
のＹＳ低下量の少ない最適組織を有する熱延鋼板を得る
ことができる。
却をＡr1点〜３００℃の範囲まで行い、３００℃以上で
巻き取ることを前提として、ＣＲ１≦３０℃／ｓ及びＣ
Ｒ２≧２＊ＣＲ１の条件を満足することにより、成形後
のＹＳ低下量の少ない最適組織を有する熱延鋼板を得る
ことができる。
【００３５】
【実施例】以下、具体的な実施例を挙げて説明するが、
本発明の技術的範囲はかかる実施例により限定的に解釈
されるものでないことは勿論である。
本発明の技術的範囲はかかる実施例により限定的に解釈
されるものでないことは勿論である。
【００３６】実施例Ａ 表１に示す化学組成を有する供試鋼（全て本発明の対象
鋼）を真空溶解により溶製し、３０mm厚のスラブとした
後、加熱温度を１２５０〜１０００℃の任意の温度で約
１時間均熱した後、およそ９００℃から８５５℃までの
任意の温度を仕上げ温度として、およそ５〜１３mmの厚
さに制御圧延を行った。熱延終了直後より、空冷又はミ
スト冷却を施し、およそ４００〜５８０℃の温度まで冷
却し、その温度にておよそ１時間保持した後、炉冷によ
り常温まで冷却した。
鋼）を真空溶解により溶製し、３０mm厚のスラブとした
後、加熱温度を１２５０〜１０００℃の任意の温度で約
１時間均熱した後、およそ９００℃から８５５℃までの
任意の温度を仕上げ温度として、およそ５〜１３mmの厚
さに制御圧延を行った。熱延終了直後より、空冷又はミ
スト冷却を施し、およそ４００〜５８０℃の温度まで冷
却し、その温度にておよそ１時間保持した後、炉冷によ
り常温まで冷却した。
【００３７】
【表１】
【００３８】このようにして製造された熱延鋼板（原
板）の機械的性質を測定すると共に、フェライト粒径と
フェライト量Ｆ（面積％）、微細炭化物やベイナイト等
の第二相の平均粒径ｄ（μm ）を調査し、ｄ（μm ）／
Ｆ（面積％）の値を求めた。第二相の平均粒径は画像解
析装置により、その個々の面積を測定し、各々の面積に
相当する円面積の直径を算出し、その平均値を求め、こ
の値を平均粒径とした。これらの値を表２に示す。尚、
同表では、（ｄ／Ｆ）×１０の値を示した。
板）の機械的性質を測定すると共に、フェライト粒径と
フェライト量Ｆ（面積％）、微細炭化物やベイナイト等
の第二相の平均粒径ｄ（μm ）を調査し、ｄ（μm ）／
Ｆ（面積％）の値を求めた。第二相の平均粒径は画像解
析装置により、その個々の面積を測定し、各々の面積に
相当する円面積の直径を算出し、その平均値を求め、こ
の値を平均粒径とした。これらの値を表２に示す。尚、
同表では、（ｄ／Ｆ）×１０の値を示した。
【００３９】
【表２】
【００４０】次に、上記熱延鋼板を原板とし、３本ロー
ルベンディング装置を用いて、肉厚ｔと管径Ｄの比ｔ／
Ｄが０．７％±０．２％になるようにスパイラル鋼管を
造管した。パイプ成形後、ＡＰＩ規格に従ってパイプＣ
方向（周方向）に沿って引張試験片を採取し、フラット
ニング後、降伏強度ＹＳを求め、（パイプ成形後のＹＳ
−原板のＹＳ）からＹＳ変化量を求めた。同変化量を表
２に併せて示す。また、表２から整理されたフェライト
量とＹＳ変化量との関係、第二相の大きさ（平均粒径）
とＹＳ変化量との関係および（ｄ／Ｆ）×１０とＹＳ変
化量との関係を各々図１、図２および図３に示す。尚、
図１および図２中の添付数字は表２の試料番号を示す。
ルベンディング装置を用いて、肉厚ｔと管径Ｄの比ｔ／
Ｄが０．７％±０．２％になるようにスパイラル鋼管を
造管した。パイプ成形後、ＡＰＩ規格に従ってパイプＣ
方向（周方向）に沿って引張試験片を採取し、フラット
ニング後、降伏強度ＹＳを求め、（パイプ成形後のＹＳ
−原板のＹＳ）からＹＳ変化量を求めた。同変化量を表
２に併せて示す。また、表２から整理されたフェライト
量とＹＳ変化量との関係、第二相の大きさ（平均粒径）
とＹＳ変化量との関係および（ｄ／Ｆ）×１０とＹＳ変
化量との関係を各々図１、図２および図３に示す。尚、
図１および図２中の添付数字は表２の試料番号を示す。
【００４１】表２より、肉厚ｔと管径Ｄの比ｔ／Ｄが
０．７％とＹＳ低下の大きいとされる形状条件のもとで
造管したにも係わらず、フェライト量Ｆ、第二相の平均
粒径ｄおよびｄ／Ｆの値が本発明範囲内の実施例（試料
No. １〜１２）では、フェライト粒径の大きさに関係な
く、ＹＳ変化量が５４Ｎ／mm2 以下に納まっており、Ｙ
Ｓが低下し難いことが分かる。特に、前記各値が各々
Ｆ：７０％以上、ｄ：７μm 以下、ｄ／Ｆの値が０．１
０以下の実施例（試料No. １〜９）では、ＹＳ変化量が
２８Ｎ／mm2 以下と極めて小さい。勿論、実施例の鋼板
のＴＳはいずれも４００Ｎ／mm2 以上と高強度である。
０．７％とＹＳ低下の大きいとされる形状条件のもとで
造管したにも係わらず、フェライト量Ｆ、第二相の平均
粒径ｄおよびｄ／Ｆの値が本発明範囲内の実施例（試料
No. １〜１２）では、フェライト粒径の大きさに関係な
く、ＹＳ変化量が５４Ｎ／mm2 以下に納まっており、Ｙ
Ｓが低下し難いことが分かる。特に、前記各値が各々
Ｆ：７０％以上、ｄ：７μm 以下、ｄ／Ｆの値が０．１
０以下の実施例（試料No. １〜９）では、ＹＳ変化量が
２８Ｎ／mm2 以下と極めて小さい。勿論、実施例の鋼板
のＴＳはいずれも４００Ｎ／mm2 以上と高強度である。
【００４２】一方、フェライト量Ｆが本発明範囲より低
い範囲にある比較例（試料No. １３〜１６）では、他の
組織条件が本発明範囲内にあるにも係わらず、ＹＳ低下
量が６２Ｎ／mm2 以上である。またフェライト量Ｆが本
発明範囲内であっても、第二相の平均粒径ｄが本発明範
囲を越えて大きい比較例（試料No. １７〜１９）も、Ｙ
Ｓ低下量が７０Ｎ／mm2 程度以上であり、ＹＳの低下が
大きい。また、Ｆ及びｄが本発明範囲内でも、ｄ／Ｆの
値が発明範囲を越えて大きい比較例（試料No.２０〜２
２）は、他の比較例に比してＹＳ低下量が小さいもの
の、６０Ｎ／mm2以下に納まることはなかった。
い範囲にある比較例（試料No. １３〜１６）では、他の
組織条件が本発明範囲内にあるにも係わらず、ＹＳ低下
量が６２Ｎ／mm2 以上である。またフェライト量Ｆが本
発明範囲内であっても、第二相の平均粒径ｄが本発明範
囲を越えて大きい比較例（試料No. １７〜１９）も、Ｙ
Ｓ低下量が７０Ｎ／mm2 程度以上であり、ＹＳの低下が
大きい。また、Ｆ及びｄが本発明範囲内でも、ｄ／Ｆの
値が発明範囲を越えて大きい比較例（試料No.２０〜２
２）は、他の比較例に比してＹＳ低下量が小さいもの
の、６０Ｎ／mm2以下に納まることはなかった。
【００４３】実施例Ｂ 表３に示す化学組成を有する供試鋼（全て本発明の対象
鋼）を真空溶解により溶製し、３０mm厚のスラブとした
後、加熱温度１２５０℃で約１時間均熱した後、表４の
熱延条件により熱延し、熱延終了直後から同表の冷却条
件で冷却して巻き取った。
鋼）を真空溶解により溶製し、３０mm厚のスラブとした
後、加熱温度１２５０℃で約１時間均熱した後、表４の
熱延条件により熱延し、熱延終了直後から同表の冷却条
件で冷却して巻き取った。
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】このようにして製造された熱延鋼板（原
板）の機械的性質を測定すると共に、実施例Ａと同様に
して、フェライト量Ｆ（面積％）、第二相の平均粒径ｄ
（μm）を調査し、ｄ／Ｆ値を算出した。また、熱延鋼
板を原板として、実施例Ａと同様にして、スパイラル鋼
管を造管し、パイプ成形後の機械的性質を測定し、ＹＳ
変化量を求めた。これらの結果を前記表４、表５に示
す。また、表４の試料No.１〜１４について、ＣＲ１と
Ｆとの関係、ＣＲ２と第二相の大きさ（平均粒径）ｄと
の関係、ｄ／ＦとＹＳ変化量との関係、（ＣＲ２−２＊
ＣＲ１）とｄ／Ｆとの関係を整理したグラフを各々図
４、図５、図６及び図７に示す。尚、図４については比
較例の試料No. ９及び１０、図５については比較例の試
料No. １３及び１４については省略した。
板）の機械的性質を測定すると共に、実施例Ａと同様に
して、フェライト量Ｆ（面積％）、第二相の平均粒径ｄ
（μm）を調査し、ｄ／Ｆ値を算出した。また、熱延鋼
板を原板として、実施例Ａと同様にして、スパイラル鋼
管を造管し、パイプ成形後の機械的性質を測定し、ＹＳ
変化量を求めた。これらの結果を前記表４、表５に示
す。また、表４の試料No.１〜１４について、ＣＲ１と
Ｆとの関係、ＣＲ２と第二相の大きさ（平均粒径）ｄと
の関係、ｄ／ＦとＹＳ変化量との関係、（ＣＲ２−２＊
ＣＲ１）とｄ／Ｆとの関係を整理したグラフを各々図
４、図５、図６及び図７に示す。尚、図４については比
較例の試料No. ９及び１０、図５については比較例の試
料No. １３及び１４については省略した。
【００４７】
【表５】
【００４８】表４及び表５より、本発明の製造条件を満
足する実施例の試料では、Ｆ，ｄ，ｄ／Ｆの所定の条件
を満足しており、ＹＳ変化量が約３０Ｎ／mm2 以下であ
り、ＴＳも４００Ｎ／mm2 以上が得られた。これに対
し、ＣＲ１は本発明範囲を満足するものの、ＣＲ２が本
発明範囲未満の試料No. ９，１０では第二相が大きく成
長し、ｄ／Ｆが本発明範囲外となり、ＹＳ変化量が８５
Ｎ／mm2 以上と大きい。また、ＣＲ１が本発明範囲を越
え、ＣＲ２が本発明範囲未満の試料No. １３，１４では
第二相サイズｄが本発明範囲よりやや大きく、フェライ
ト量Ｆが少ないため、ｄ／Ｆが本発明範囲外となり、Ｙ
Ｓ変化量が９０Ｎ／mm2 以上と大きい。また、ＣＲ１の
保持時間ｔが大きい試料No. ２７、巻取温度（第２段冷
却の停止温度）ＣＴが２８０℃と低い試料No. ３１は第
二相が著しく成長し、その結果ｄ／Ｆが大きくなり、Ｙ
Ｓ変化量が約１１０Ｎ／mm2 と大きい。
足する実施例の試料では、Ｆ，ｄ，ｄ／Ｆの所定の条件
を満足しており、ＹＳ変化量が約３０Ｎ／mm2 以下であ
り、ＴＳも４００Ｎ／mm2 以上が得られた。これに対
し、ＣＲ１は本発明範囲を満足するものの、ＣＲ２が本
発明範囲未満の試料No. ９，１０では第二相が大きく成
長し、ｄ／Ｆが本発明範囲外となり、ＹＳ変化量が８５
Ｎ／mm2 以上と大きい。また、ＣＲ１が本発明範囲を越
え、ＣＲ２が本発明範囲未満の試料No. １３，１４では
第二相サイズｄが本発明範囲よりやや大きく、フェライ
ト量Ｆが少ないため、ｄ／Ｆが本発明範囲外となり、Ｙ
Ｓ変化量が９０Ｎ／mm2 以上と大きい。また、ＣＲ１の
保持時間ｔが大きい試料No. ２７、巻取温度（第２段冷
却の停止温度）ＣＴが２８０℃と低い試料No. ３１は第
二相が著しく成長し、その結果ｄ／Ｆが大きくなり、Ｙ
Ｓ変化量が約１１０Ｎ／mm2 と大きい。
【００４９】
【発明の効果】本発明によれば、特定組成の鋼を用い
て、フェライト量Ｆ（面積％）、第二相の平均粒径ｄ
（μm ）およびｄ（μm ）／Ｆ（面積％）の値を所定の
範囲に規定したので、たとえ制御圧延によりフェライト
粒径が細粒となっても強度を損なわず、４００Ｎ／mm2
以上の高強度を有し、しかも成形後の降伏強度（ＹＳ）
の低下を６０Ｎ／mm2 以下に抑えることができ、ＹＳの
著しい低下により成形後の強度が規定範囲から外れない
ようにすることができる。また、本発明の鋼板を使用す
ると、従来のようにＹＳの大きな低下量を考慮して、パ
イプ成形用の原板として高ＹＳの鋼板を使用する必要が
なくなり、所定のＹＳ低下量を考慮する必要があるもの
の、ＹＳの低い原板を使用することができるようにな
り、成形時のスプリングバックを軽減することができ、
生産性の向上に資することができる。また、本発明の製
造方法によると、Ｆ，ｄ，ｄ／Ｆが所期の条件を満足す
る組織を有する、降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板
を容易に得ることができる。
て、フェライト量Ｆ（面積％）、第二相の平均粒径ｄ
（μm ）およびｄ（μm ）／Ｆ（面積％）の値を所定の
範囲に規定したので、たとえ制御圧延によりフェライト
粒径が細粒となっても強度を損なわず、４００Ｎ／mm2
以上の高強度を有し、しかも成形後の降伏強度（ＹＳ）
の低下を６０Ｎ／mm2 以下に抑えることができ、ＹＳの
著しい低下により成形後の強度が規定範囲から外れない
ようにすることができる。また、本発明の鋼板を使用す
ると、従来のようにＹＳの大きな低下量を考慮して、パ
イプ成形用の原板として高ＹＳの鋼板を使用する必要が
なくなり、所定のＹＳ低下量を考慮する必要があるもの
の、ＹＳの低い原板を使用することができるようにな
り、成形時のスプリングバックを軽減することができ、
生産性の向上に資することができる。また、本発明の製
造方法によると、Ｆ，ｄ，ｄ／Ｆが所期の条件を満足す
る組織を有する、降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板
を容易に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】フェライト量とＹＳ（降伏強度）変化量との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図２】第二相の大きさ（平均粒径）とＹＳ変化量との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図３】フェライト量Ｆ（面積％）と第二相平均粒径ｄ
（μm ）との比（ｄ／Ｆ）×１０の値とＹＳ変化量との
関係を示すグラフである。
（μm ）との比（ｄ／Ｆ）×１０の値とＹＳ変化量との
関係を示すグラフである。
【図４】第１段冷却における冷却速度ＣＲ１（℃／ｓ）
とフェライト量Ｆ（面積％）との関係を示すグラフであ
る。
とフェライト量Ｆ（面積％）との関係を示すグラフであ
る。
【図５】第２段冷却における冷却速度ＣＲ２（℃／ｓ）
と第二相平均粒径ｄ（μm ）との関係を示すグラフであ
る。
と第二相平均粒径ｄ（μm ）との関係を示すグラフであ
る。
【図６】ｄ／Ｆ値とＹＳ変化量との関係を示すグラフで
ある。
ある。
【図７】（ＣＲ２−２＊ＣＲ１）とｄ／Ｆ値との関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 化学組成が重量％で、 Ｃ：0.02〜0.25％、 Al：0.01〜0.10％、 Si：0.6 ％以下、 Ti：0.1 ％以下、 Mn：2.5 ％以下、 Nb：0.1 ％以下、 Ｐ：0.05％以下、 Ｖ：0.1 ％以下、 Ｓ：0.01％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなり、
フェライト相を面積率で５０％以上有し、フェライト相
以外の第二相の平均粒径が９μm 以下であり、かつフェ
ライト量Ｆ（面積％）と第二相の平均粒径ｄ（μm ）と
の比ｄ（μm ）／Ｆ（面積％）が０．１５以下の組織を
有する成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載した成分を含み、更に重
量％で、 Ni：1.0 ％以下、 Ｂ：0.01％以下、 Cu：1.0 ％以下、 Ca：0.01％以下、 Mo：1.0 ％以下、 REM ：0.03％以下、 Cr：1.0 ％以下のうち少なくとも一種以上を含む請求項
１に記載した高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載された高強度熱延
鋼板を用いて成形されたパイプ。 - 【請求項４】 化学組成が重量％で、 Ｃ：0.02〜0.25％、 Al：0.01〜0.10％、 Si：0.6 ％以下、 Ti：0.1 ％以下、 Mn：2.5 ％以下、 Nb：0.1 ％以下、 Ｐ：0.05％以下、 Ｖ：0.1 ％以下、 Ｓ：0.01％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼
を、１０００〜１４００℃に加熱後、仕上温度７００〜
９００℃で熱延した後、熱延終了直後から第１段冷却と
して３０℃／ｓ以下の平均冷却速度ＣＲ１で２〜２０秒
冷却した後、引き続いて第２段冷却として２×ＣＲ１の
平均冷却速度ＣＲ２でＡr1点〜３００℃まで冷却した
後、３００℃以上で巻き取る成形後の降伏強度低下の少
ない高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４に記載した成分を含み、更に重
量％で、 Ni：1.0 ％以下、 Ｂ：0.01％以下、 Cu：1.0 ％以下、 Ca：0.01％以下、 Mo：1.0 ％以下、 REM ：0.03％以下、 Cr：1.0 ％以下のうち少なくとも一種以上を含む請求項
４に記載した高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07328371A JP3143054B2 (ja) | 1995-05-30 | 1995-11-21 | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15681295 | 1995-05-30 | ||
| JP7-156812 | 1995-05-30 | ||
| JP07328371A JP3143054B2 (ja) | 1995-05-30 | 1995-11-21 | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0949050A true JPH0949050A (ja) | 1997-02-18 |
| JP3143054B2 JP3143054B2 (ja) | 2001-03-07 |
Family
ID=26484472
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07328371A Expired - Fee Related JP3143054B2 (ja) | 1995-05-30 | 1995-11-21 | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3143054B2 (ja) |
Cited By (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998049362A1 (fr) * | 1997-04-30 | 1998-11-05 | Kawasaki Steel Corporation | Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau |
| EP1205570A1 (en) * | 2000-03-02 | 2002-05-15 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Color crt mask frame, steel plate for use therein, process for producing the steel plate, and color crt having the frame |
| EP1264902A2 (en) * | 2001-05-31 | 2002-12-11 | Kawasaki Steel Corporation | Welded steel pipe for hydroforming and method for making the same |
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