JPS5828327B2 - 極めて優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法 - Google Patents
極めて優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法Info
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- JPS5828327B2 JPS5828327B2 JP53044744A JP4474478A JPS5828327B2 JP S5828327 B2 JPS5828327 B2 JP S5828327B2 JP 53044744 A JP53044744 A JP 53044744A JP 4474478 A JP4474478 A JP 4474478A JP S5828327 B2 JPS5828327 B2 JP S5828327B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、極めて優れた延性を有する極低炭素高張力
鋼の製造方法に関するものである。
鋼の製造方法に関するものである。
寒冷地や深海に埋蔵される石油や天然ガス、その他のエ
ネルギー源を輸送するラインパイプは、近年次第に大径
化及び厚内化の傾向にあり、高強度、高靭性が要求され
ている。
ネルギー源を輸送するラインパイプは、近年次第に大径
化及び厚内化の傾向にあり、高強度、高靭性が要求され
ている。
この種のラインパイプ材には高強度で、かつ不安定延性
破壊防止の観点から、延性の高い高張力鋼板の使用が盛
んになりつつある。
破壊防止の観点から、延性の高い高張力鋼板の使用が盛
んになりつつある。
また、厚内大径化の傾向から大入熱溶接が用いられるた
め、溶接部の靭性劣化の防止、あるいは現地溶接性（低
温割れ）の観点から低炭素化あるいは低炭素当量（Ｃｅ
ｑ）化が望まれている。
め、溶接部の靭性劣化の防止、あるいは現地溶接性（低
温割れ）の観点から低炭素化あるいは低炭素当量（Ｃｅ
ｑ）化が望まれている。
一般に、上記のようなラインパイプを得るためのミル原
板に関する主な製造方法としては、制御圧延があるが、
現在制御圧延に用いられている鋼は、炭素含有量が０．
０４％以上であり、延性、溶接性の改善に限度があった
。
板に関する主な製造方法としては、制御圧延があるが、
現在制御圧延に用いられている鋼は、炭素含有量が０．
０４％以上であり、延性、溶接性の改善に限度があった
。
不安定延性破壊の停止特性はシェルフエネルギー（ｖＥ
ｓ）と強い相関性があり、また、一般的加工性、成形性
の観点から高い延性が望まれる。
ｓ）と強い相関性があり、また、一般的加工性、成形性
の観点から高い延性が望まれる。
この発明は、上述のような観点から、極めて優れた延性
を有する極低炭素高張力鋼の製造方法を提供するもので
あって、 Ｃ：０．０１５多以下 Ｓｉ：０．０５〜０．６０多 Ｍｎ ： ０．６０〜２．２０％ ５ｏＡＡＡ’ ： ０．００５〜０．１０％を含有し、 Ｎｂ ： ０．０３〜０．１５幅 Ｖ：０．０３〜０．２０φ の１種または２種を含有し、 さらに、必要に応じて、 Ｃｒ二０．５０％以下 Ｃｕ：０．５０多以下 Ｍｏ ： ０．５０多以下 Ｎｉ ： ２．０係以下 の１種または２種以上を含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り 但し、Ｃｅｐ＜０．３６ からなる鋼を制御圧延するか、または、必要に応じて、
制御圧延後、直ちに３〜ｂ 速度で５００〜６５０℃の温度範囲まで加速冷却し、こ
の後、空冷することにより極めて優れた延性を有する極
性炭素高張力鋼を製造するものである。
を有する極低炭素高張力鋼の製造方法を提供するもので
あって、 Ｃ：０．０１５多以下 Ｓｉ：０．０５〜０．６０多 Ｍｎ ： ０．６０〜２．２０％ ５ｏＡＡＡ’ ： ０．００５〜０．１０％を含有し、 Ｎｂ ： ０．０３〜０．１５幅 Ｖ：０．０３〜０．２０φ の１種または２種を含有し、 さらに、必要に応じて、 Ｃｒ二０．５０％以下 Ｃｕ：０．５０多以下 Ｍｏ ： ０．５０多以下 Ｎｉ ： ２．０係以下 の１種または２種以上を含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り 但し、Ｃｅｐ＜０．３６ からなる鋼を制御圧延するか、または、必要に応じて、
制御圧延後、直ちに３〜ｂ 速度で５００〜６５０℃の温度範囲まで加速冷却し、こ
の後、空冷することにより極めて優れた延性を有する極
性炭素高張力鋼を製造するものである。
次に、この発明の限定理由について説明する。
第１図には、延性のパラメーターとしてシェルフエネル
ギー（ｖＥｓ）をとった場合の板厚中心部圧延直角方向
（Ｃ方向）の強度とｖＥｓの関係が示されている。
ギー（ｖＥｓ）をとった場合の板厚中心部圧延直角方向
（Ｃ方向）の強度とｖＥｓの関係が示されている。
このときの圧延条件は、１１００℃加熱で９００℃以下
の累積圧下率が７０％、７９０℃仕上で１６ｍｍの空冷
材である。
の累積圧下率が７０％、７９０℃仕上で１６ｍｍの空冷
材である。
尚、前記空冷材におけるＳ含有量は、シェルフエネルギ
ーに大きな影響を及ぼすことが知られているから、ここ
では０．００５〜０．００６俤とした。
ーに大きな影響を及ぼすことが知られているから、ここ
では０．００５〜０．００６俤とした。
第１図から明らかなように、同一強度でｖＥｓを比較し
た場合、炭素含有量の減少に伴ないｖＥｓが犬ぎく改善
されており、炭素含有量が０．０１５φ以下では極めて
高い延性を示していることがわかる。
た場合、炭素含有量の減少に伴ないｖＥｓが犬ぎく改善
されており、炭素含有量が０．０１５φ以下では極めて
高い延性を示していることがわかる。
また、溶接部の最高硬さは、ラインパイプで規定される
ことがあるが、このような極性炭素鋼は、溶接部の最高
硬さも低く、溶接性の観点からも大変望ましいことは明
らかである。
ことがあるが、このような極性炭素鋼は、溶接部の最高
硬さも低く、溶接性の観点からも大変望ましいことは明
らかである。
しかしながら、上記の如き極低炭素鋼では、基本的強化
元素である炭素による強化が大巾に失なわれてしまうた
めに、従来技術では５０ｋｇ以上の極低炭素非調質高張
力鋼の製造は極めて困難であった。
元素である炭素による強化が大巾に失なわれてしまうた
めに、従来技術では５０ｋｇ以上の極低炭素非調質高張
力鋼の製造は極めて困難であった。
極低炭素鋼において、強度を上昇させる方法としては、
従来から成分調整及び加工熱処理が考えられる。
従来から成分調整及び加工熱処理が考えられる。
制御圧延においては、再結晶抑制と析出強化の２つの効
果を有するＮｂおよび／またはＶが広く用いられている
。
果を有するＮｂおよび／またはＶが広く用いられている
。
すなわち、この発明は、このＮｂおよび／またはＶを特
定量添加含有せしめて制御圧延を行ないＮｂおよび／ま
たはＶによる細粒化および析出強化を利用し、さらに、
必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの一種以上を添加
せしめることによって強度の不足を補ない、（但し、Ｃ
ｅｑＯ１３６以下）これによって、強度が５０ｋｇ／７
Ｗ！以上で延性の極めて優れた高張力鋼を製造するもの
である。
定量添加含有せしめて制御圧延を行ないＮｂおよび／ま
たはＶによる細粒化および析出強化を利用し、さらに、
必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの一種以上を添加
せしめることによって強度の不足を補ない、（但し、Ｃ
ｅｑＯ１３６以下）これによって、強度が５０ｋｇ／７
Ｗ！以上で延性の極めて優れた高張力鋼を製造するもの
である。
このような合金添加を行ない制御圧延することにより、
一定の強度は達成できるがＣｅｐの増加による溶接性の
悪化を考慮すると、あるレベル以上の強度、特に、６０
ｋｇ／ｍ４以上の強度を得ることは困難である。
一定の強度は達成できるがＣｅｐの増加による溶接性の
悪化を考慮すると、あるレベル以上の強度、特に、６０
ｋｇ／ｍ４以上の強度を得ることは困難である。
従って、Ｃｅｐを増加させることなく、さらに強度を上
昇させたい場合には、加工熱処理を行なって強度の上昇
を計ることが望ましい。
昇させたい場合には、加工熱処理を行なって強度の上昇
を計ることが望ましい。
調質鋼においては、強度の上昇を計るために、焼入れ、
焼戻しが広く行なわれているが、これは、焼入れ後に再
加熱し、焼戻すためコスト高となるとともに生産性もか
なり低下する。
焼戻しが広く行なわれているが、これは、焼入れ後に再
加熱し、焼戻すためコスト高となるとともに生産性もか
なり低下する。
従って、この発明では、必要に応じて制御圧延後、一定
温度まで加熱冷却し、その後、空冷することにより調質
を行なうことなく強度の改善を計るのであるが、この圧
延後の加速冷却は、主に２つの効果をもたらす。
温度まで加熱冷却し、その後、空冷することにより調質
を行なうことなく強度の改善を計るのであるが、この圧
延後の加速冷却は、主に２つの効果をもたらす。
その一つは、変態中のＮｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の
析出及び粗大化を防ぎ、変態後に析出する微細なＮｂ（
Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の量を増加させることである。
析出及び粗大化を防ぎ、変態後に析出する微細なＮｂ（
Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の量を増加させることである。
変態後に析出するＮｂ （Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）は微
細なため強度増化に大きく寄与するものと考えられる。
細なため強度増化に大きく寄与するものと考えられる。
もう一つは、圧延後の加速冷却により組織が微細化し、
フェライト−パーライト組織から、微細フェライト−ベ
イナイト組織になり、細粒化とベイナイト組織により、
強度が大巾に上昇するが、靭性及び延性は空冷材とほと
んど変らないことである。
フェライト−パーライト組織から、微細フェライト−ベ
イナイト組織になり、細粒化とベイナイト組織により、
強度が大巾に上昇するが、靭性及び延性は空冷材とほと
んど変らないことである。
すなわち、この発明は、上記理由から、制御圧延後、一
定温度まで加速冷却することによって、０．３６以下と
いう低Ｃｅｑにして強度が６０ｋｇ／ｍＡ以上の延性の
極めて優れた高張力鋼の製造を可能にしたものである。
定温度まで加速冷却することによって、０．３６以下と
いう低Ｃｅｑにして強度が６０ｋｇ／ｍＡ以上の延性の
極めて優れた高張力鋼の製造を可能にしたものである。
尚、この発明において制御圧延とは、未再結晶温度域で
の累積圧下率を３０多以上とする熱間圧延のことである
。
の累積圧下率を３０多以上とする熱間圧延のことである
。
この発明による極性炭素鋼では、炭素含有量が０．０１
５多以下と低いために、Ｎｂが０．１５多以上、Ｖが１
φ以上それぞれ固溶し、この結果、Ｎｂ。
５多以下と低いために、Ｎｂが０．１５多以上、Ｖが１
φ以上それぞれ固溶し、この結果、Ｎｂ。
■の極めて広い範囲の添加量にわたり、Ｎｂ、Ｖの添加
量とともに強度が連続的に増加する。
量とともに強度が連続的に増加する。
しかし、溶接性を考慮すると、０．１５％以上のＮｂ添
加、０．２０多以上のＶ添加は望ましくなく、また、制
御圧延及び焼入性の観点から０．０３％以上含有させる
ことが必要である。
加、０．２０多以上のＶ添加は望ましくなく、また、制
御圧延及び焼入性の観点から０．０３％以上含有させる
ことが必要である。
従って、この発明においては、Ｎｂ、■の添加量の範囲
をＮｂ：０．０３〜０．１５多、Ｖ：０．０３〜０．２
０φとしたのである。
をＮｂ：０．０３〜０．１５多、Ｖ：０．０３〜０．２
０φとしたのである。
第２図には、Ｎｂ添加量がｏ、１ｏ％において、炭素含
有量を変化させた場合の板厚中心部圧延直角方向（Ｃ方
向）の機械的性質の変化が示されている。
有量を変化させた場合の板厚中心部圧延直角方向（Ｃ方
向）の機械的性質の変化が示されている。
図中○及びΔ印が１１００℃加熱、・及びム印が１２５
０℃加熱の場合であり、使用材料は、９００℃以下で７
０優の累積圧下率を与え、７９０℃で圧延を終了した厚
さ１６關の空冷材である。
０℃加熱の場合であり、使用材料は、９００℃以下で７
０優の累積圧下率を与え、７９０℃で圧延を終了した厚
さ１６關の空冷材である。
第２図から、ｖＥｓについてみると、炭素含有量が０．
０１５％以上で急激に延性が悪化している。
０１５％以上で急激に延性が悪化している。
一方、炭素含有量が０．０１５％以下ではｖＥｓは、２
４ｋｇ・ｍ以上と極めて高くなっている。
４ｋｇ・ｍ以上と極めて高くなっている。
また、強度（ＹＳ、ＴＳ）についてみると、炭素含有量
が０．０１５多以下では、１１００℃加熱と１２５０℃
加熱との差がない。
が０．０１５多以下では、１１００℃加熱と１２５０℃
加熱との差がない。
さらに、靭性ｖＥｓに関しては、１ｉｏｏ℃加熱の方が
、１２５０℃加熱の場合より４０℃程度靭性が良くなっ
ている。
、１２５０℃加熱の場合より４０℃程度靭性が良くなっ
ている。
なお、炭素含有量が０．０４％以上の通常鋼では、低温
加熱の場合、通常加熱に比べて靭性は改善されるが強度
が低下する。
加熱の場合、通常加熱に比べて靭性は改善されるが強度
が低下する。
以上のことから、炭素含有量が０．０１５φ以下の極低
炭素鋼は、延性が極めて高いうえに、低温加熱において
も通常加熱と同等の強度をもつことがわかる。
炭素鋼は、延性が極めて高いうえに、低温加熱において
も通常加熱と同等の強度をもつことがわかる。
従って、この発明においては、炭素の含有量を０．０１
５％以下としたのである。
５％以下としたのである。
尚、高靭性が必要′とされる場合には、１１５０℃以下
の低温加熱が望ましいが、通常加熱においても極めて高
い延性が失なわれないことは明らかである。
の低温加熱が望ましいが、通常加熱においても極めて高
い延性が失なわれないことは明らかである。
Ｓｉについては、脱酸元素として、０．０５多以上必要
であり、０．６０φを越えると溶接性が悪くなる。
であり、０．６０φを越えると溶接性が悪くなる。
従って、この発明においては、Ｓｉの添加量の範囲をｏ
、ｏｓ％〜０．６０％とした。
、ｏｓ％〜０．６０％とした。
Ｍｎについては、高張力化を計るには、０．６０多以上
必要であり、一方、２．２０％を越えると溶接性が悪く
なる。
必要であり、一方、２．２０％を越えると溶接性が悪く
なる。
従って、この発明においては、Ｍｎの添加含有量の範囲
を０．６０ ％〜２．２０％としたのである。
を０．６０ ％〜２．２０％としたのである。
５ｏＡＡ７については、これは脱酸のために必要である
が、０．００５％未満では、添加効果が少なくなり、ｏ
、ｌｏ％以上では溶接性が悪くなる。
が、０．００５％未満では、添加効果が少なくなり、ｏ
、ｌｏ％以上では溶接性が悪くなる。
従って、この発明においては、ＳｏＡ”ＡＪの添加含有
量の範囲を０．００５％〜０．１０優の範囲とした。
量の範囲を０．００５％〜０．１０優の範囲とした。
Ｃｕ、Ｃｒ及びＭｏにライては、０．５０１％以下を必
要に応じて添加すると、高張力化、靭性、溶接性の向上
が計られ、一方、Ｎｉについては、強度、靭性の両面か
ら有効であり、経済性から２多以下が適当量である。
要に応じて添加すると、高張力化、靭性、溶接性の向上
が計られ、一方、Ｎｉについては、強度、靭性の両面か
ら有効であり、経済性から２多以下が適当量である。
従って、この発明においては、０．５０％以下のＣｒ、
０．５０％以下のＣｕ、０．５０多以下のＭｏ 、 ２
．０％以下のＮｉのうち１種または２種以上を必要に応
じて含有せしめたのである。
０．５０％以下のＣｕ、０．５０多以下のＭｏ 、 ２
．０％以下のＮｉのうち１種または２種以上を必要に応
じて含有せしめたのである。
次に、延性、溶接性が極めて優れ、かつ低温加熱におい
ても十分析出強化が発揮される炭素含有量が０．０１５
φ以下の極低炭素鋼を制御圧延し、そのときの板厚中心
部圧延直角方向の機械的性質を調べた。
ても十分析出強化が発揮される炭素含有量が０．０１５
φ以下の極低炭素鋼を制御圧延し、そのときの板厚中心
部圧延直角方向の機械的性質を調べた。
また、上記極性炭素鋼を匍脚圧延した後、加速冷却した
ときの板厚中心部圧延直角方向の機械的性質を調べた。
ときの板厚中心部圧延直角方向の機械的性質を調べた。
中本 このとき使用
した極性炭素鋼の成分組成は、第１表に示される如くで
あり、表中Ａ−Ｇは本発明鋼であり、Ｈ及び■は比較鋼
である。
した極性炭素鋼の成分組成は、第１表に示される如くで
あり、表中Ａ−Ｇは本発明鋼であり、Ｈ及び■は比較鋼
である。
第３図には、第１表中、本発明鋼Ａを用いて、１１００
℃に加熱後、９００℃以下で５０％の累積圧下率を加え
、８００℃で圧延を終了後、７９０℃から６００℃まで
加速冷却を行なった場合の冷却速度による機械的性質の
変化が示されている。
℃に加熱後、９００℃以下で５０％の累積圧下率を加え
、８００℃で圧延を終了後、７９０℃から６００℃まで
加速冷却を行なった場合の冷却速度による機械的性質の
変化が示されている。
このときの仕上板厚は２０ｍｍである。
図から明らかなように、圧延後、３℃／ｓｅ似上で加速
冷却すると空冷材に比べＹＳ、ＴＳともに大巾に改善さ
れていることがわかる。
冷却すると空冷材に比べＹＳ、ＴＳともに大巾に改善さ
れていることがわかる。
一方、冷却速度による靭性の変化はなく、延性も２６ｋ
ｇ・ｍと極めて高いこともわかる。
ｇ・ｍと極めて高いこともわかる。
以上のことから、制御圧延後の加速冷却により、さらに
強度を上昇させるには、圧延後の冷却速度は少なくとも
３℃／ｓｅｃ以上必要であるが、板厚方向の組織の均一
性の点から１５℃／ｓｅｃを越えることは望ましくない
。
強度を上昇させるには、圧延後の冷却速度は少なくとも
３℃／ｓｅｃ以上必要であるが、板厚方向の組織の均一
性の点から１５℃／ｓｅｃを越えることは望ましくない
。
従って、この発明において、制御圧延後、加速冷却する
場合の冷却速度は３〜ｂ に限定したのである。
場合の冷却速度は３〜ｂ に限定したのである。
一方、このときの冷却停止温度は、組織の微細化、高張
力化の観点から６５０℃以下が望ましく、一方、５００
℃未満では板厚方向の組織、硬度の均−性が損なわれる
。
力化の観点から６５０℃以下が望ましく、一方、５００
℃未満では板厚方向の組織、硬度の均−性が損なわれる
。
従って、この発明において、上記加速冷却により冷却す
る温度域は、５００〜６５０℃の範囲に限定したのであ
る。
る温度域は、５００〜６５０℃の範囲に限定したのであ
る。
第２表には、第１表に示される本発明鋼Ａ−Ｇを用いて
、１１００°Ｃに加熱後、９００℃以下で申６０条の累
積圧下率を加え、７９０℃で圧延終了した場合の’ｒｓ
、ＹＳ、ｖＥｓ及び同じ条件で制御圧延後、８〜１００
Ｃ／ｓｅｃで加速冷却した場合のＴＳ 、ＹＳ、ｖＥｓ
及び比較鋼Ｈ及び■としてＸ６０グレード及び×６５グ
レードの現用鋼について同一条件で処理した場合の結果
が示されている。
、１１００°Ｃに加熱後、９００℃以下で申６０条の累
積圧下率を加え、７９０℃で圧延終了した場合の’ｒｓ
、ＹＳ、ｖＥｓ及び同じ条件で制御圧延後、８〜１００
Ｃ／ｓｅｃで加速冷却した場合のＴＳ 、ＹＳ、ｖＥｓ
及び比較鋼Ｈ及び■としてＸ６０グレード及び×６５グ
レードの現用鋼について同一条件で処理した場合の結果
が示されている。
第２表から明らかなように、圧延後、加速冷却すれば、
倒れの鋼も強度は６〜７ｋｇ上昇するが、本発明鋼は高
強度のうえに、２４ｋｇ・ｍ以上という極めて高い延性
をも付与されている。
倒れの鋼も強度は６〜７ｋｇ上昇するが、本発明鋼は高
強度のうえに、２４ｋｇ・ｍ以上という極めて高い延性
をも付与されている。
これに対して、比較鋼Ｈ及びＩはｖＥｓが９〜１４ｋｇ
・ｍと極めて低くなっている。
・ｍと極めて低くなっている。
第４図には、本発明鋼である炭素含有量が０．０１５％
以下の極低炭素鋼について、ＴＳ及びｖＥｓとＣｅｑと
の関係が示されている。
以下の極低炭素鋼について、ＴＳ及びｖＥｓとＣｅｑと
の関係が示されている。
尚、Ｃｅｑは次に示すロイド式を用いた。
Ｍｎ Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ Ｎｉ＋Ｃｕ
Ｃｅｑ＝Ｃ＋−＋＋
６ ５ １５
図中、○印は空冷材であり、・印は加速冷却材である。
図から明らかなように、同一強度で加速冷却材と空冷材
とを比較すると、加速冷却によりＣｅｑを０．０８程度
低減させることができる。
とを比較すると、加速冷却によりＣｅｑを０．０８程度
低減させることができる。
従って、Ｃｅｑｏ、３６以下で制御圧延すれば、５０ｋ
ｇ以上の強度を有する極めて延性の優れた極低炭素高張
力鋼を製造でき、さらに、 Ｃｅｑ Ｏ，３６以下で制
御圧延後、加速冷却すれば、６０ｋｇ以上の強度を有す
る極めて延性の優れた極低炭素高張力鋼が製造できるこ
とが明らかである。
ｇ以上の強度を有する極めて延性の優れた極低炭素高張
力鋼を製造でき、さらに、 Ｃｅｑ Ｏ，３６以下で制
御圧延後、加速冷却すれば、６０ｋｇ以上の強度を有す
る極めて延性の優れた極低炭素高張力鋼が製造できるこ
とが明らかである。
以上説明したように、この発明によれば、特定組成から
なる鋼を制御圧延するか、あるいは、制御圧延後、加速
冷却することによって極めて優れた延性を有する極低炭
素高張力鋼を製造することができるという工業上有用な
効果がもたらされる。
なる鋼を制御圧延するか、あるいは、制御圧延後、加速
冷却することによって極めて優れた延性を有する極低炭
素高張力鋼を製造することができるという工業上有用な
効果がもたらされる。
第１図は、強度と延性の関係を示す図、第２図は、炭素
含有量による機械的性質の変化を示す図、第３図は、制
御圧延後の冷却速度による機械的性質の変化を示す図、
第４図は、Ｃｅｑと強度及び７延性の関係を示す図であ
る。
含有量による機械的性質の変化を示す図、第３図は、制
御圧延後の冷却速度による機械的性質の変化を示す図、
第４図は、Ｃｅｑと強度及び７延性の関係を示す図であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０１５多以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．６０幅、 Ｍｎ ： ０．６０−２．２０ ％、 ５ｏｌＡＡ ： ０．００５〜０．１０％、を含有し、 Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、 Ｖ：０．０３〜０．２０多、 の１種または２種を含有し、 さらに、必要に応じて、 Ｃｒ：０．５０多以下、 Ｃｕ：０．５０％以下、 Ｍｏ ： ０．５０多以下、 Ｎｉ：２．０多以下、 の１種または２種以上を含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り 但し、Ｃｅｑ＜０．３６ からなる鋼を制圧延することにより、５０ｋｇ／ＩＩＬ
ｆＬ以上の強度を付与せしめたことを特徴とする極めて
優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ：０．０１５φ以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．６０俤 Ｍｎ ： ０．６０〜２．２０ ’％ ５ｏｌＡＡ ： ０．０’０５〜０．１０％を含有し、 Ｎｂ ： ０．０３〜０．１５饅 Ｖ ：０．０３〜０．２０％ の１種または２種を含有し、 さらに必要に応じて、 Ｃｒ：０．５０％以下 Ｃｕ：０．５０俤以下 Ｍｏ ： ０．５０係以下 Ｎｉ：２．Ｏφ以下 の１種または２種以上を含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り 但し、Ｃｅｑ＜０．３６ からなる鋼を制御圧延後、直ちに３〜ｂ の冷却速度で５００〜６５０℃の温度範囲まで加速冷却
し、この後、空冷することにより６０ｋｇ／ｍＡ以上の
強度を付与せしめたことを特徴とする極めて優れた延性
を有する極低炭素高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53044744A JPS5828327B2 (ja) | 1978-04-18 | 1978-04-18 | 極めて優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53044744A JPS5828327B2 (ja) | 1978-04-18 | 1978-04-18 | 極めて優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54137422A JPS54137422A (en) | 1979-10-25 |
| JPS5828327B2 true JPS5828327B2 (ja) | 1983-06-15 |
Family
ID=12699944
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53044744A Expired JPS5828327B2 (ja) | 1978-04-18 | 1978-04-18 | 極めて優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5828327B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3070180D1 (en) * | 1979-12-06 | 1985-03-28 | Salzgitter Peine Stahlwerke | Hot rolled strip or plate of denitrided steel and process for its production |
| JPS5770222A (en) * | 1980-10-17 | 1982-04-30 | Kawasaki Steel Corp | Production of high tensile steel excellent in strength and toughness |
| JPS5861224A (ja) * | 1981-10-07 | 1983-04-12 | Kobe Steel Ltd | 強靭性非調質鋼板の製造方法 |
| JPH0649898B2 (ja) * | 1986-01-24 | 1994-06-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法 |
| DE19628714C1 (de) * | 1996-07-08 | 1997-12-04 | Mannesmann Ag | Verfahren zur Herstellung von Präzisionsstahlrohren |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5025892A (ja) * | 1973-07-13 | 1975-03-18 |
-
1978
- 1978-04-18 JP JP53044744A patent/JPS5828327B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5025892A (ja) * | 1973-07-13 | 1975-03-18 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS54137422A (en) | 1979-10-25 |
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