JPS589919A - 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 - Google Patents
低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法Info
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- JPS589919A JPS589919A JP10749381A JP10749381A JPS589919A JP S589919 A JPS589919 A JP S589919A JP 10749381 A JP10749381 A JP 10749381A JP 10749381 A JP10749381 A JP 10749381A JP S589919 A JPS589919 A JP S589919A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は低温＠ＷｋＫすぐれた為張力熱延鋼帯の調造′
ｊＩＩ法に係り、特に寒冷地のパイグツイン用＾膳力大
径鋼管素材としてのＩＩｈｊ！銅帯の展進方法に近年、
石油、天然ガスなどのエネルギーｇＲ＃のインの敷設が
急速に延びつつある。しかもこれらのパイプツインに用
いられる鋼管はしだいに大ｉ化する傾向にあると共に、
高張力化が要求されるようになって来た。これらの寒冷
地のパイプツイン用鋼管は低温下に設置されるので、低
ａｍ性に対する要求も当然のこ５とながら厳しいものが
ある。
ｊＩＩ法に係り、特に寒冷地のパイグツイン用＾膳力大
径鋼管素材としてのＩＩｈｊ！銅帯の展進方法に近年、
石油、天然ガスなどのエネルギーｇＲ＃のインの敷設が
急速に延びつつある。しかもこれらのパイプツインに用
いられる鋼管はしだいに大ｉ化する傾向にあると共に、
高張力化が要求されるようになって来た。これらの寒冷
地のパイプツイン用鋼管は低温下に設置されるので、低
ａｍ性に対する要求も当然のこ５とながら厳しいものが
ある。
従ってこれらの鋼管用素材は大径鋼管用としてすぐれた
低ａａ性と高張力を併せ有するｗ＃性でなければならぬ
。
低ａａ性と高張力を併せ有するｗ＃性でなければならぬ
。
構在パイプラインに用いられる犬掻Ａ張カ鋼管は主とし
てＵＯｇ法、スパイラル鋼管法、またはロールフオーム
後電＊ｌＩ嬢する方法によって製造されている。このう
ちＵＯｇＷＩ４管は厚板ミルで１透される鋼板を素材と
し、スパイラル鋼管および □電縫端管はｌＩｋ鷺
痢帯を素材としており、アメリカのＡＰＩ属格によるＸ
７０級までの強度を誉する素材は主として制御圧延によ
って頴造されている。
てＵＯｇ法、スパイラル鋼管法、またはロールフオーム
後電＊ｌＩ嬢する方法によって製造されている。このう
ちＵＯｇＷＩ４管は厚板ミルで１透される鋼板を素材と
し、スパイラル鋼管および □電縫端管はｌＩｋ鷺
痢帯を素材としており、アメリカのＡＰＩ属格によるＸ
７０級までの強度を誉する素材は主として制御圧延によ
って頴造されている。
一般Ｋｌ制御圧延材は比較的高い強度を有すると共に、
低温靭性にもすぐれ、パイプツイン用＾−力大径鋼管索
材に適した材質特性を有せしめることができる０制御圧
延材は圧延後直ちに４曽晶を開始するオーステナイト温
度領域（以下４繍晶ｒ領域と称する）、圧延のパス間に
再結晶が起らないオーステナイト領域（以下末再−品ｒ
ｍ域と嚢する）、およびオーステナイト、７エライト２
４１！領域（以下ｒ十α域と称する）の各領域に対して
それぞれの圧下量および最藉圧蔦仕上ＩＩｉ直を現−し
、各温度領域に招ける圧下配分と仕上温Ｒｋｌｌｉ整す
ることにより要求される材質４１Ｉ性を満足させる方法
をとって−る。従って最近の如き高張力で、かつすぐれ
た低温ａ性を有゛する六価鋼管ｌＡ＃ｋｊｌＩ造するに
当っては、低温領域での圧下量の増大と、仕上温度のよ
り低１化が必要となる。
低温靭性にもすぐれ、パイプツイン用＾−力大径鋼管索
材に適した材質特性を有せしめることができる０制御圧
延材は圧延後直ちに４曽晶を開始するオーステナイト温
度領域（以下４繍晶ｒ領域と称する）、圧延のパス間に
再結晶が起らないオーステナイト領域（以下末再−品ｒ
ｍ域と嚢する）、およびオーステナイト、７エライト２
４１！領域（以下ｒ十α域と称する）の各領域に対して
それぞれの圧下量および最藉圧蔦仕上ＩＩｉ直を現−し
、各温度領域に招ける圧下配分と仕上温Ｒｋｌｌｉ整す
ることにより要求される材質４１Ｉ性を満足させる方法
をとって−る。従って最近の如き高張力で、かつすぐれ
た低温ａ性を有゛する六価鋼管ｌＡ＃ｋｊｌＩ造するに
当っては、低温領域での圧下量の増大と、仕上温度のよ
り低１化が必要となる。
しかし、低温領域における圧下量を人参＜シ、゛かつ仕
上１ｌｌＬＩＬの低温化による制御圧延は現行の加熱、
圧延法においては薔だ１―であって、梼にスパイラル鋼
管または電縫鋼管用素材となるホットストリップミルで
圧延される熱ｊ！端帝、の製造は著しく困−である。
上１ｌｌＬＩＬの低温化による制御圧延は現行の加熱、
圧延法においては薔だ１―であって、梼にスパイラル鋼
管または電縫鋼管用素材となるホットストリップミルで
圧延される熱ｊ！端帝、の製造は著しく困−である。
ホットストリップミルによる熱間圧延は通常粗圧駕およ
び仕上圧延と称されている２段階の圧延から竿り、粗圧
延゛には一部可逆式圧延砿も使用されているが１、仕上
圧延は隣接した数個のロールにより一方向に！ｎａ圧延
されるため、圧延中にシートパーや形状に曲りが生じる
と圧延茶托となる。
び仕上圧延と称されている２段階の圧延から竿り、粗圧
延゛には一部可逆式圧延砿も使用されているが１、仕上
圧延は隣接した数個のロールにより一方向に！ｎａ圧延
されるため、圧延中にシートパーや形状に曲りが生じる
と圧延茶托となる。
そこで仕上圧延前のシートパーの形状が問題になり、！
状が均一でない先端部は圧延前に剪断機によって切落し
適正形状としている。ところが剪断機の能力により【シ
ートパーの厚さが規制され、厚板ンルの場合のような大
きな圧下−量を堆ることができない。従ってホットスト
リップミルで製造される熱延鋼帯の強度と靭性も製造設
備０＠力よりかなり限定される。 、 、 現行の圧延機と圧延方法によって、シートパーの先端部
を切り落す必、要のないよ５なスラブの場合、または非
常・に＠度の祖圧馬後に仕上圧延を行なう場合には、ス
ラブの加熱炉からの抽出後、または粗圧ｍ終了から仕上
圧延開始までの間に規定温度までの冷却のため通常長時
間の温度待ちが必要である。その緒釆著しい圧延能率の
低下を来たすほか、圧下後のｒ粒の粗大化による低温靭
性の劣化が起る欠点がある。
状が均一でない先端部は圧延前に剪断機によって切落し
適正形状としている。ところが剪断機の能力により【シ
ートパーの厚さが規制され、厚板ンルの場合のような大
きな圧下−量を堆ることができない。従ってホットスト
リップミルで製造される熱延鋼帯の強度と靭性も製造設
備０＠力よりかなり限定される。 、 、 現行の圧延機と圧延方法によって、シートパーの先端部
を切り落す必、要のないよ５なスラブの場合、または非
常・に＠度の祖圧馬後に仕上圧延を行なう場合には、ス
ラブの加熱炉からの抽出後、または粗圧ｍ終了から仕上
圧延開始までの間に規定温度までの冷却のため通常長時
間の温度待ちが必要である。その緒釆著しい圧延能率の
低下を来たすほか、圧下後のｒ粒の粗大化による低温靭
性の劣化が起る欠点がある。
この長時間の１１ｉ度待ちなしに圧延するためには、加
―装置を末再結晶ｒ領域近傍まで低下させる必要がある
が、この場合には次の如ぎ他の問題が発生する。すなわ
ち、この場合には長時間低温領域においてスラブを加熱
するので、制御、圧延に不可欠な園１１１Ｎｂがすべて
炭・窒化物として析出してしまい、そのため低温領域で
の圧下量を増大して４１ｆｔ望の高強度、高靭性を櫓る
ことができないという問題がある。
―装置を末再結晶ｒ領域近傍まで低下させる必要がある
が、この場合には次の如ぎ他の問題が発生する。すなわ
ち、この場合には長時間低温領域においてスラブを加熱
するので、制御、圧延に不可欠な園１１１Ｎｂがすべて
炭・窒化物として析出してしまい、そのため低温領域で
の圧下量を増大して４１ｆｔ望の高強度、高靭性を櫓る
ことができないという問題がある。
本発明の目的は、ホットストリッグ々ルによる上記従来
の低ｍｕ性、＾彊力鵬延肩帝の製造方法における欠点な
らびに問題点を解消し、すぐれた低温靭性と高強度を併
−有する熱延銅帯の効巣的な１造方法を提供するととＫ
ある。
の低ｍｕ性、＾彊力鵬延肩帝の製造方法における欠点な
らびに問題点を解消し、すぐれた低温靭性と高強度を併
−有する熱延銅帯の効巣的な１造方法を提供するととＫ
ある。
本発明のこの目的は次の要旨の２発明によって達成され
る。
る。
′Ｈ１発明の要旨とするところは次の如くであ・る。
すなわち、重量比にてＣ： ａｌ ５％以下、８１：０
．７０％以下、Ｍｎ：（Ｌ５Ｇ 〜Ｌ５０％、Ｐ：α０
２５％以下、８：αｏｏｓ％以下、Ｎｂ：（Ｊ、Ｏ皿〜
０．１５％、Ａｌ：α０７０％以下を含有し、更に必要
によりＶ：αＯ１〜α１５％、Ｔゑ：αｏｏｓ〜α１５
０％、Ｚｒ：ａＯ０５〜αｔｓＯ％、Ｍ・。
．７０％以下、Ｍｎ：（Ｌ５Ｇ 〜Ｌ５０％、Ｐ：α０
２５％以下、８：αｏｏｓ％以下、Ｎｂ：（Ｊ、Ｏ皿〜
０．１５％、Ａｌ：α０７０％以下を含有し、更に必要
によりＶ：αＯ１〜α１５％、Ｔゑ：αｏｏｓ〜α１５
０％、Ｚｒ：ａＯ０５〜αｔｓＯ％、Ｍ・。
α０５〜α５０％、Ｃ−：α１０〜ＬＯＯ％、ＮＩ：０
．１０〜也ｏｏ％、ｃｒ：ａｔｏ〜１００％、希土類元
ｆｉ：ａ０２Ｇ％、Ｃａ：４０１０％以下のうちより選
ばれた１種または２種以上を含み、残部は実質的にＦｅ
より成る鋼スラブの制御圧ｆｇＫよる、高張力熱延銅帯
の製造方法において、３００■から最終成品厚さの３倍
までの厚さを有する連続鋳造スラブを製造する段階と、
前記スラブをそのま寥もしくは２０分以内保＠または加
熱した後、該スラブの表面温−が１０００〜８００℃に
なった時点で粗圧延を開始する段階と、前記粗圧ｌ！終
了後６０秒以内に９５０〜７５０Ｃの温度４四で仕上圧
延を開始し、該圧延時の圧下率を６０％以上としＡロ変
膳点〜６５０ｔ：の温度１ａ８で仕上圧延を終了する段
階と、前記熱延Ａ帝をＭｓ点＋５０℃以下の温度範囲で
巻取る段階と、前記巻取った鳥延＠帝をＭＦ点以下の温
度に冷却後Ａｃ７．変態点以下の１度で−戻す段階と、
を育して成ることを特徴とする低温靭性にすぐれた高値
カ熱延ｍ＊の製造方法である。
．１０〜也ｏｏ％、ｃｒ：ａｔｏ〜１００％、希土類元
ｆｉ：ａ０２Ｇ％、Ｃａ：４０１０％以下のうちより選
ばれた１種または２種以上を含み、残部は実質的にＦｅ
より成る鋼スラブの制御圧ｆｇＫよる、高張力熱延銅帯
の製造方法において、３００■から最終成品厚さの３倍
までの厚さを有する連続鋳造スラブを製造する段階と、
前記スラブをそのま寥もしくは２０分以内保＠または加
熱した後、該スラブの表面温−が１０００〜８００℃に
なった時点で粗圧延を開始する段階と、前記粗圧ｌ！終
了後６０秒以内に９５０〜７５０Ｃの温度４四で仕上圧
延を開始し、該圧延時の圧下率を６０％以上としＡロ変
膳点〜６５０ｔ：の温度１ａ８で仕上圧延を終了する段
階と、前記熱延Ａ帝をＭｓ点＋５０℃以下の温度範囲で
巻取る段階と、前記巻取った鳥延＠帝をＭＦ点以下の温
度に冷却後Ａｃ７．変態点以下の１度で−戻す段階と、
を育して成ることを特徴とする低温靭性にすぐれた高値
カ熱延ｍ＊の製造方法である。
第２発明の要旨とするところは、上記第１発−と同一組
成の鋼スラブの！Ｉｌ！ｌ＃圧延による高張カ熱延ｔＩ
４帝の製造方法において、３００■から最終成品厚さの
３倍までの厚さを有する連続鋳造スラブを製造するＪＲ
Ｎと、前記スラブをそのまま、もしくは２０分以内保瀘
または加熱した後、絨スラプの表面鑓度が１ｏｏｏ〜７
５０ＣＫなった時点を仕上圧延を開始し＊ＳＯＣ以下に
おける圧下率を６０％以上とする仕上圧延を行った後Ａ
ｒｍ家１点〜５ｓｅｃの温度ｌ１ｉｓで仕上圧延を終了
するｊ１１階と、藺紀熱馬１ｌｌｆをＭａ点＋５０ｃ以
下の亀度魂！Ｉ”１’４Ｉ取る段階と、前記巻取った熱
延銅帯をＭＰ点以下の温度に冷却後Ａｃ７．変履点以下
の温度で焼戻す段階と、を有して成ることを％砿とする
低温靭性にすぐれた高張力熱延銅帯の製造方法である。
成の鋼スラブの！Ｉｌ！ｌ＃圧延による高張カ熱延ｔＩ
４帝の製造方法において、３００■から最終成品厚さの
３倍までの厚さを有する連続鋳造スラブを製造するＪＲ
Ｎと、前記スラブをそのまま、もしくは２０分以内保瀘
または加熱した後、絨スラプの表面鑓度が１ｏｏｏ〜７
５０ＣＫなった時点を仕上圧延を開始し＊ＳＯＣ以下に
おける圧下率を６０％以上とする仕上圧延を行った後Ａ
ｒｍ家１点〜５ｓｅｃの温度ｌ１ｉｓで仕上圧延を終了
するｊ１１階と、藺紀熱馬１ｌｌｆをＭａ点＋５０ｃ以
下の亀度魂！Ｉ”１’４Ｉ取る段階と、前記巻取った熱
延銅帯をＭＰ点以下の温度に冷却後Ａｃ７．変履点以下
の温度で焼戻す段階と、を有して成ることを％砿とする
低温靭性にすぐれた高張力熱延銅帯の製造方法である。
すなわち、第２発明は粗圧延を行わずスラブの表面温度
が１０００〜７５０ＣＫなった時点で直ちに仕上圧延を
開始し、Ａ口変虐点から６ｓＯ℃の亀Ｒｔ／１−で仕上
圧延を終了し、以後の巻取り工程および焼戻し工程は第
１発明と同様であるが、いずれの場合も９５０℃以下の
低温領域における圧下率を６０％以上として低１ａ！お
よび強度の向上を図ったものである。
が１０００〜７５０ＣＫなった時点で直ちに仕上圧延を
開始し、Ａ口変虐点から６ｓＯ℃の亀Ｒｔ／１−で仕上
圧延を終了し、以後の巻取り工程および焼戻し工程は第
１発明と同様であるが、いずれの場合も９５０℃以下の
低温領域における圧下率を６０％以上として低１ａ！お
よび強度の向上を図ったものである。
本発＠における制御圧延に使用する鋼スラブの成分範囲
を限定したのは次の境内によるものである。
を限定したのは次の境内によるものである。
Ｃ：
Ｃは強度を高めるために必要な元素である、が、へ１５
％を越えると溶接性および低温靭性が著しく劣化するの
で０．１５％以下に＠定した。
％を越えると溶接性および低温靭性が著しく劣化するの
で０．１５％以下に＠定した。
Ｓ！： 。
８１は鋼の脱酸と強度上昇のために添加されるが、０．
７０％を越えると低温靭性を劣化させるのでα７０％以
下に１１ｊｌ定した。
７０％を越えると低温靭性を劣化させるのでα７０％以
下に１１ｊｌ定した。
Ｍｎ：
Ｍａは低温靭性を劣化させずに強度を高める特性がある
ので本発明の如き高張力、高靭性鋼には不町欠の元素で
あり、少くとも０．５０％を必要とするが、α５ｏ％未
満では強度上昇に対する効果が小さく、また２５０％を
越えるとスラブに割れが多発するのでα５ｏ−ｚｓｏ％
のＩｉ８に限定した。
ので本発明の如き高張力、高靭性鋼には不町欠の元素で
あり、少くとも０．５０％を必要とするが、α５ｏ％未
満では強度上昇に対する効果が小さく、また２５０％を
越えるとスラブに割れが多発するのでα５ｏ−ｚｓｏ％
のＩｉ８に限定した。
Ｐ；
不町避的不Ｍ＊として鋼中に含まれる元素であり、特に
仮０２ｓ％を越えると低１ｍ−性を著しく劣化させるの
で上限をα０２５％とした。
仮０２ｓ％を越えると低１ｍ−性を著しく劣化させるの
で上限をα０２５％とした。
Ｓ：
Ｐと同様に不可避的不純物として綱・中に會、まれる元
素であるが、α００５％を越えると圧馬方向く対して直
角方向の＊Ｓ吸収エネルギーを著しく低下させるので上
限なα００５％とした。
素であるが、α００５％を越えると圧馬方向く対して直
角方向の＊Ｓ吸収エネルギーを著しく低下させるので上
限なα００５％とした。
Ｎｂ：
Ｎｂは再結晶遅延作用および析出硬化作用かある元素で
制御圧延材には不町欠の元素である。しかしα０１％未
満ではその効果が極めて少く、反対にα１５％を越える
多量の添加は鋼管製造時の１１＊金属の低温靭性を著し
く劣化させるのでα０１〜へ１５％の範囲に限定した。
制御圧延材には不町欠の元素である。しかしα０１％未
満ではその効果が極めて少く、反対にα１５％を越える
多量の添加は鋼管製造時の１１＊金属の低温靭性を著し
く劣化させるのでα０１〜へ１５％の範囲に限定した。
Ａ１：
ＡＩは鋼の脱酸および結晶粒の微細化に極めて有効な元
素であるが、α０７０％を越えると鋼板の表面性状を悪
化させ、内部欠陥をもたらすほか、鋼管ｓ＊ｔｉａの超
音波探傷による不貞を多発するのでα０７０％以下に限
定した。
素であるが、α０７０％を越えると鋼板の表面性状を悪
化させ、内部欠陥をもたらすほか、鋼管ｓ＊ｔｉａの超
音波探傷による不貞を多発するのでα０７０％以下に限
定した。
上記限定組成を本発明鋼の基本組成とするが、必要によ
り次の限定量のＶ％Ｔ１、Ｚｒ％Ｍｏ、Ｃｕ。
り次の限定量のＶ％Ｔ１、Ｚｒ％Ｍｏ、Ｃｕ。
Ｎｌ、Ｃｒ、希土類元ｍｌ（以下ＲＥＭと称する）およ
びＣ１の５ちより迩ばれた１櫨または２種以上
“を添加することｋより本発明の目的がより効果的に達
成される。これらの選択添加元素の限定場内は次のとお
りである。
びＣ１の５ちより迩ばれた１櫨または２種以上
“を添加することｋより本発明の目的がより効果的に達
成される。これらの選択添加元素の限定場内は次のとお
りである。
Ｖ：
Ｖはその析出硬化作用のために強度向上べ有効な元素と
して添加されることがあるが、α０１％未満ではその効
果が少く、α１５％を越えると低温−性が劣化するので
４０１〜１１５％の範囲に限定した。
して添加されることがあるが、α０１％未満ではその効
果が少く、α１５％を越えると低温−性が劣化するので
４０１〜１１５％の範囲に限定した。
ＴＩ＝
ＴＩは結晶粒の微細化゛および強度上昇の目的でＪｉｉ
ｉｓＪされることがあるが、０．００５％未満ではその
幼果が４とんとなく、α１５０％を越えると鋼板の表１
欠陥が多発するのでαＯ０５〜０．１５０９＆の４ｄＫ
ｌ＆定した。
ｉｓＪされることがあるが、０．００５％未満ではその
幼果が４とんとなく、α１５０％を越えると鋼板の表１
欠陥が多発するのでαＯ０５〜０．１５０９＆の４ｄＫ
ｌ＆定した。
ｚｒ： ・
Ｚｒは硫化物の形態制御および結晶粒の微細化のために
添加されることがあるが、α００５％未満ではその効果
が遣めて小さく、４１５０％を越えると鋼材の−Ｒ薦欠
陥が多発するので・（Ｌ ＯＯ，，５％〜α１５０％）
ｄｌｌｌＶＣｉｉｌ定した。
添加されることがあるが、α００５％未満ではその効果
が遣めて小さく、４１５０％を越えると鋼材の−Ｒ薦欠
陥が多発するので・（Ｌ ＯＯ，，５％〜α１５０％）
ｄｌｌｌＶＣｉｉｌ定した。
Ｍｏ ：
Ｍｏは低温靭性を劣化させずに強度を上昇さζる元素と
して添加されることがあるが、（ＬＯ８％末−ではその
効果が小きく、α５０％を越えると鋼管８１２時の涛接
熱影響部の低温靭性を著しく劣化させるので、α０５〜
α５０％の範１ｆｆｌＫ＠定した。
して添加されることがあるが、（ＬＯ８％末−ではその
効果が小きく、α５０％を越えると鋼管８１２時の涛接
熱影響部の低温靭性を著しく劣化させるので、α０５〜
α５０％の範１ｆｆｌＫ＠定した。
Ｃｕ：
Ｃｕ４Ｍｏと同様に低温靭性を劣化させずに強度を高め
る元素とし【添加されることがあるが、α１０％未満で
はその効果が小さく、１００％を越えると赤熱脆性の欠
陥を生じるので、ａ１０〜ＬＯＧ％の範囲に限定した。
る元素とし【添加されることがあるが、α１０％未満で
はその効果が小さく、１００％を越えると赤熱脆性の欠
陥を生じるので、ａ１０〜ＬＯＧ％の範囲に限定した。
Ｎｌ：
Ｎｉは低温靭性を高め、かつ強度を上昇させる元素とし
て添加されることがあるが、（ＬＩＯ％１０％未満の効
果が小さく、またパイプツイン用大径鋼管材として要求
される低温靭性の範囲では、也ＯＯ％を越える多量の添
加が必要なく、かつ４価でもあるのでα１０〜４００％
の範囲に限定した。
て添加されることがあるが、（ＬＩＯ％１０％未満の効
果が小さく、またパイプツイン用大径鋼管材として要求
される低温靭性の範囲では、也ＯＯ％を越える多量の添
加が必要なく、かつ４価でもあるのでα１０〜４００％
の範囲に限定した。
Ｃｒ ：
Ｃ「は強度を高めるためＫｍ加されることがあるが、ａ
１６％未満ではその効果かはとんとなく、１００％を越
えると低温靭性を着しく劣化させるのＱα１０−％−１
００％の範囲に限定した。
１６％未満ではその効果かはとんとなく、１００％を越
えると低温靭性を着しく劣化させるのＱα１０−％−１
００％の範囲に限定した。
ＲｌＣＭ：
Ｒ１１，Ｍは硫化物の形１１１１１１＃効釆があり、か
つ圧延方向く直角の方向の衝撃吸収エネルギーを増加さ
せるためＫｆＩ加されることがあるが、（１０２０％を
越えると鋼板の表面および内部欠陥を多発するのでα０
２０％以下に限定した。
つ圧延方向く直角の方向の衝撃吸収エネルギーを増加さ
せるためＫｆＩ加されることがあるが、（１０２０％を
越えると鋼板の表面および内部欠陥を多発するのでα０
２０％以下に限定した。
Ｃ暑 ：
Ｃａ４．ＲＩＣＭとはぼ岡・−効果があるが、α０１０
鵞を越えると＃４Ｎの貞ｌ１１Ｆおよび内部欠陥を多角
するのでα０１０％以下に限定した。
鵞を越えると＃４Ｎの貞ｌ１１Ｆおよび内部欠陥を多角
するのでα０１０％以下に限定した。
残部は実質的ＫＦｅより成るもつである。
次に＊角嘴におけるＷ＊圧逼の限定福山（ついて威−す
る。
る。
先づ子ラブの厚さを３００■から最終成品厚さの３倍ま
でと規制したのは、スラブ厚さが３００−を越えると規
制圧延開始温度までの冷却に長時関を要しその閲ｋＮｂ
の炭・窒化物が析出してしまい制御王道による強度と靭
性の向上が連成されな（なる、またスラブ厚さが最終成
品厚さの３倍未満の場合には効果的な制御圧延が行えな
いからである。
でと規制したのは、スラブ厚さが３００−を越えると規
制圧延開始温度までの冷却に長時関を要しその閲ｋＮｂ
の炭・窒化物が析出してしまい制御王道による強度と靭
性の向上が連成されな（なる、またスラブ厚さが最終成
品厚さの３倍未満の場合には効果的な制御圧延が行えな
いからである。
また、本発明において使用するスラブを連続鋳造スラブ
と限定したのは、造塊圧延法をとる場合には、３００−
以下の厚さを有する一塊を得ようとすれば一塊の寸法が
着しく小さくなり、歩留の低下のみならず加熱および圧
延能率の低下が生じて着しくコスト高となるからであっ
て、連続鋳造法による場合は上ｍ１寸法スラブを得易い
からである。
と限定したのは、造塊圧延法をとる場合には、３００−
以下の厚さを有する一塊を得ようとすれば一塊の寸法が
着しく小さくなり、歩留の低下のみならず加熱および圧
延能率の低下が生じて着しくコスト高となるからであっ
て、連続鋳造法による場合は上ｍ１寸法スラブを得易い
からである。
次に圧廻前のスラブを必要により２０分以内の保温もし
くは加熱を行なうのは、スラブの厚さが小の場合はその
表面、姦ｒＨおよ゛び端部の冷却速度が大で均一な圧延
が１癲であるために冷却し易い部分の保温もしくは加熱
を図るものである。 ＃して七の処要時間を２０分以内
と規制したのは２０分を越すとＮｂＯ炭・窒化物が析出
してしまい、低温領域での圧下量を増大しても所望の４
強度、高靭性が得られなくなるからである。従ってスラ
ブの厚さが大の場合には上記の保温もしくは加熱不 が４！Ｐ夢である。
くは加熱を行なうのは、スラブの厚さが小の場合はその
表面、姦ｒＨおよ゛び端部の冷却速度が大で均一な圧延
が１癲であるために冷却し易い部分の保温もしくは加熱
を図るものである。 ＃して七の処要時間を２０分以内
と規制したのは２０分を越すとＮｂＯ炭・窒化物が析出
してしまい、低温領域での圧下量を増大しても所望の４
強度、高靭性が得られなくなるからである。従ってスラ
ブの厚さが大の場合には上記の保温もしくは加熱不 が４！Ｐ夢である。
粗圧延を行なう場合、その開始温度を１０００〜８０Ｇ
℃と限定したのは、この温度をはずれて８００℃未満も
しくは１０００℃を越す粗圧延開始温度では低温靭性の
劣化が著しいからである。
℃と限定したのは、この温度をはずれて８００℃未満も
しくは１０００℃を越す粗圧延開始温度では低温靭性の
劣化が著しいからである。
粗圧延を実施する場合、粗王道終了から仕上圧延開始ま
での経過時間を６０秒以内とｆｉｉｉｌたのは、６０秒
を越えると１粒の粗大化が生じ低温靭性が劣化するから
である。
での経過時間を６０秒以内とｆｉｉｉｌたのは、６０秒
を越えると１粒の粗大化が生じ低温靭性が劣化するから
である。
粗圧延後に仕上圧延を行なう場合の圧延關始鑑度を１０
００〜７５０℃の４ＷＲＫ＠定したのは、この上限、下
編をはずれると参には低１１４ｍ性の劣化が大きいから
である。
００〜７５０℃の４ＷＲＫ＠定したのは、この上限、下
編をはずれると参には低１１４ｍ性の劣化が大きいから
である。
また、粗圧延を実施する場合および省略する場合のいず
れの場合においても、９１！Ｏ℃以下の温度領域におけ
る圧下率を６０％以上と規制したのは、下記本発明者ら
の実験結果より明らかな如く、上記圧下率が６０％末横
の場合にはシャルピー゛衝撃試験による凰性−脆性破面
遷ｓａｇの上昇が著しいからである。すなわち１本発明
者らはＣ：ａ０７％、８ゑ：α２５％、Ｍｎ：１６５％
、Ｐ：α０１４１％、８：α００２鵞、Ｎｂ：０．０３
６％、Ａ１：α０２４鵞、■：α０７１％を含み残部が
実質的にＦｅより成る鋼について、ホットストリップオ
ルにおける圧延工種中のｅｓｏｃ以下の１度域でのビー
債撃賦験における破面遷移温度との関係を調査した結果
は第１図に示すとおりである。この実験に使用した供試
材は上記組成の端について粗圧延および仕上圧延を実施
し、一部は縞１１において黒丸にＣ示す如（、粗圧延を
省略して仕上圧延のみを実施し、１１圧延を実施し、た
供試材については粗圧延終了から仕上圧延開始までの経
過時間を４秒とし、麟帝＊＊温度を（Ｍｎ点−１０℃）
の４００℃、巻取り後の焼戻し温度を（Ａｃ、−９９℃
）の６２ｓｃとした材料について測定した結果である６
１１１園から明らかな如＜、９！！Ｏで以下の温度領域
における圧下率が大となるに従ってシャルピー破面遷移
ａＲが下降し低温靭性が大となる傾向を示すが、圧下率
が６０％未満となるとシャルピー砿−遍移諷度が上昇し
、靭性が著しく劣化することを示している。
れの場合においても、９１！Ｏ℃以下の温度領域におけ
る圧下率を６０％以上と規制したのは、下記本発明者ら
の実験結果より明らかな如く、上記圧下率が６０％末横
の場合にはシャルピー゛衝撃試験による凰性−脆性破面
遷ｓａｇの上昇が著しいからである。すなわち１本発明
者らはＣ：ａ０７％、８ゑ：α２５％、Ｍｎ：１６５％
、Ｐ：α０１４１％、８：α００２鵞、Ｎｂ：０．０３
６％、Ａ１：α０２４鵞、■：α０７１％を含み残部が
実質的にＦｅより成る鋼について、ホットストリップオ
ルにおける圧延工種中のｅｓｏｃ以下の１度域でのビー
債撃賦験における破面遷移温度との関係を調査した結果
は第１図に示すとおりである。この実験に使用した供試
材は上記組成の端について粗圧延および仕上圧延を実施
し、一部は縞１１において黒丸にＣ示す如（、粗圧延を
省略して仕上圧延のみを実施し、１１圧延を実施し、た
供試材については粗圧延終了から仕上圧延開始までの経
過時間を４秒とし、麟帝＊＊温度を（Ｍｎ点−１０℃）
の４００℃、巻取り後の焼戻し温度を（Ａｃ、−９９℃
）の６２ｓｃとした材料について測定した結果である６
１１１園から明らかな如＜、９！！Ｏで以下の温度領域
における圧下率が大となるに従ってシャルピー破面遷移
ａＲが下降し低温靭性が大となる傾向を示すが、圧下率
が６０％未満となるとシャルピー砿−遍移諷度が上昇し
、靭性が著しく劣化することを示している。
次に仕上圧ａｍｍ湿温度Ａｒｓ変麿点から１１５０℃ま
でと規−シたのは、仕上終了ｌｌＲがこの上Ｉａおよび
下限をはずれると低ｉ＄ｌ［ｋが劣化するからである。
でと規−シたのは、仕上終了ｌｌＲがこの上Ｉａおよび
下限をはずれると低ｉ＄ｌ［ｋが劣化するからである。
また、仕上圧慝藉了後の綱帯の４１４！瀘度をマルチノ
ナイトの晶出開ｍａ度のＭｅ点十ＳＯ′ｃ以下としたの
は、第２図に示す本発明者らの研究結果から（Ｍｅ ＋
５０℃）を越える高温４１ｊｉｊりの場合には高い強
度を得ることかで館ないからである。
ナイトの晶出開ｍａ度のＭｅ点十ＳＯ′ｃ以下としたの
は、第２図に示す本発明者らの研究結果から（Ｍｅ ＋
５０℃）を越える高温４１ｊｉｊりの場合には高い強
度を得ることかで館ないからである。
＃Ｉ３＆図に示す試−結果は次の如（して行ったもので
ある。すなわち、供試材は第１１１１に示したべ一と角
−ｏｃ ： （ＬＯ’ｙ％、！！１１：ａ２ｓ％、Ｍｍ
：１．６ｓ％、Ｐ ： （ＬＯ１５％、８：（ＬＯＧ２
％、Ｎｂ ： α ０３６ ％、 Ａｌ：ａ０２４％、
Ｖ ： ａｏ ７１％なる組成の鋼スラブについて
、粗圧延終了後仕上圧馬を実施し、一部第２図においで
３角印にで示した供試材については、粗圧延を省略して
仕上圧電のみを実施し、粗圧延を実施した供試材につい
ては粗圧延終了から仕上王道關・始までの経過時間を４
秒とし、９５０℃以下における圧下率を８６％、鋼帯の
巻取温度を４００℃（Ｍｓ −１０℃）、巻取り後の焼
戻し温度を６２５℃（Ａｃｔ、−６０℃）とした材料に
ついてＭ１点を中心としＣ（Ｍ易−１００℃）から（Ｍ
ｓ＋１５０℃）まで５００毎に着順温度を変え、その他
の条件を同一とした供試材について降伏応力（黒丸）お
よび引張強さく白丸）を測定した結果は第２図に示すと
おりである。第２図より＠らかな如く、（Ｍ畠＋５０℃
）を越える高い巻取温度の場合には温度の上昇と共に強
度が低下し、本発明の目的を達成できないので、４１取
温度の上限を（Ｍ・＋５０℃）とした。
ある。すなわち、供試材は第１１１１に示したべ一と角
−ｏｃ ： （ＬＯ’ｙ％、！！１１：ａ２ｓ％、Ｍｍ
：１．６ｓ％、Ｐ ： （ＬＯ１５％、８：（ＬＯＧ２
％、Ｎｂ ： α ０３６ ％、 Ａｌ：ａ０２４％、
Ｖ ： ａｏ ７１％なる組成の鋼スラブについて
、粗圧延終了後仕上圧馬を実施し、一部第２図においで
３角印にで示した供試材については、粗圧延を省略して
仕上圧電のみを実施し、粗圧延を実施した供試材につい
ては粗圧延終了から仕上王道關・始までの経過時間を４
秒とし、９５０℃以下における圧下率を８６％、鋼帯の
巻取温度を４００℃（Ｍｓ −１０℃）、巻取り後の焼
戻し温度を６２５℃（Ａｃｔ、−６０℃）とした材料に
ついてＭ１点を中心としＣ（Ｍ易−１００℃）から（Ｍ
ｓ＋１５０℃）まで５００毎に着順温度を変え、その他
の条件を同一とした供試材について降伏応力（黒丸）お
よび引張強さく白丸）を測定した結果は第２図に示すと
おりである。第２図より＠らかな如く、（Ｍ畠＋５０℃
）を越える高い巻取温度の場合には温度の上昇と共に強
度が低下し、本発明の目的を達成できないので、４１取
温度の上限を（Ｍ・＋５０℃）とした。
なお本供試材のＭｅ点は４１０℃である、次に銅帯を４
１礒り後、焼戻し処理を施すまでの冷却温度をｉルチン
サイトの晶出完了温度のＭＰ点以下と規制したのは、巻
取り鋼帯の冷却をＭＦ点より高い温度で終了する場合に
は高い強度が得られないからである。なお、本発明にお
いてｌ１ｌｌＦ４１取り後ＭＦ点以下の温度に冷却した
後、焼戻し処理を実施するのは、パイプツイン用材料と
して必要な衝撃試験における高い吸収エネルギーを低鑞
戚領域において確保するためである。
１礒り後、焼戻し処理を施すまでの冷却温度をｉルチン
サイトの晶出完了温度のＭＰ点以下と規制したのは、巻
取り鋼帯の冷却をＭＦ点より高い温度で終了する場合に
は高い強度が得られないからである。なお、本発明にお
いてｌ１ｌｌＦ４１取り後ＭＦ点以下の温度に冷却した
後、焼戻し処理を実施するのは、パイプツイン用材料と
して必要な衝撃試験における高い吸収エネルギーを低鑞
戚領域において確保するためである。
更に焼戻し温度をＡＣ／、変態点以下の温度と規制した
のは、１１１［Ｌｉ１ｊｌＥがＡ ｃ ｔ、点を越える
と焼戻時に組織の一部がオーメチナイトに変虐し、該部
分が冷却時に更に塊状パーライトまたはベイナイト組織
となって低ａ靭性な劣化させるからである。
のは、１１１［Ｌｉ１ｊｌＥがＡ ｃ ｔ、点を越える
と焼戻時に組織の一部がオーメチナイトに変虐し、該部
分が冷却時に更に塊状パーライトまたはベイナイト組織
となって低ａ靭性な劣化させるからである。
上記の如く、本発明は鋼の成分組成を函足した連続鋳造
スラブを使用し、本″Ａ＆ｊ１特有の制御圧延を実施し
、かつ低渥巻堆および巻取９後のｌＩｊ［Ｌを実施する
ことｋより降伏応力６５ｋｇ／−以上、引張強さγ０ｋ
ｉｉ／−以上、シャルピーの破面遷移温度−１２０℃以
下、−１００Ｃにおけるシャルピーの吸収エネルギー１
７−・１以上の如き低温靭性にすぐれた高張力熱風銅帯
を得ることができた。
スラブを使用し、本″Ａ＆ｊ１特有の制御圧延を実施し
、かつ低渥巻堆および巻取９後のｌＩｊ［Ｌを実施する
ことｋより降伏応力６５ｋｇ／−以上、引張強さγ０ｋ
ｉｉ／−以上、シャルピーの破面遷移温度−１２０℃以
下、−１００Ｃにおけるシャルピーの吸収エネルギー１
７−・１以上の如き低温靭性にすぐれた高張力熱風銅帯
を得ることができた。
実施例
化学組成がすべて本発明の限定組成を満足する連続鋳造
スラブを使用し、本発明の要件を満足する保温、もしく
は加熱を行った後制御圧延した後巻取り更に焼戻した本
発明銅帯と、本発明の要件のいずれかを満足しない比較
鋼ＩＦＫついて、降伏応力、引張強さなどの強度および
常温ならび低温における靭性の比較試験を行った。この
比較試験の条件および結果は第１表に示すとおりである
。
スラブを使用し、本発明の要件を満足する保温、もしく
は加熱を行った後制御圧延した後巻取り更に焼戻した本
発明銅帯と、本発明の要件のいずれかを満足しない比較
鋼ＩＦＫついて、降伏応力、引張強さなどの強度および
常温ならび低温における靭性の比較試験を行った。この
比較試験の条件および結果は第１表に示すとおりである
。
なお、比較鋼帯において本発明の要件を満足しない処櫃
条件にはアンダーラインを付した。
条件にはアンダーラインを付した。
すなわち、本発明による供試材Ａ〜Ｌ１１１については
、スラブ厚さを７０〜１４９■とし、供試材Ｃ鋼を除き
粗圧延開始温度を９００〜８５０℃とし仕上圧延開始温
度を８８０〜８３０Ｃ，粗圧ｍｅ了から仕上圧延開始ま
でを４−１０秒、仕上圧延開始温度を７４０〜７００℃
として最終厚さ！４−の熱延鋼帯を得た。この銅帯を巻
取った後の焼戻処１ｍ１ＩＩ始時の鋼帯温度は２００’
Ｃあって（ＭＰ−１４０Ｃ）Ｋｍ当Ｌ （ＭＰ ＋ ５
０ ’Ｃ）以下ノ要件を満足するものである。
、スラブ厚さを７０〜１４９■とし、供試材Ｃ鋼を除き
粗圧延開始温度を９００〜８５０℃とし仕上圧延開始温
度を８８０〜８３０Ｃ，粗圧ｍｅ了から仕上圧延開始ま
でを４−１０秒、仕上圧延開始温度を７４０〜７００℃
として最終厚さ！４−の熱延鋼帯を得た。この銅帯を巻
取った後の焼戻処１ｍ１ＩＩ始時の鋼帯温度は２００’
Ｃあって（ＭＰ−１４０Ｃ）Ｋｍ当Ｌ （ＭＰ ＋ ５
０ ’Ｃ）以下ノ要件を満足するものである。
一方、比較銅帯の供試材Ｍ、Ｘ鋼については化学綴或は
いずれも本発明の要件を満足するものの、加熱条件、制
御王道条件、巻４Ｅ条件、焼戻条件等の少くとも一つが
本発明の要件を満足しないものである。
いずれも本発明の要件を満足するものの、加熱条件、制
御王道条件、巻４Ｅ条件、焼戻条件等の少くとも一つが
本発明の要件を満足しないものである。
ａｌ１１＊よりｌｌらかなとおり、本発＠による熱延鋼
帯の篩状応力および引張強さは比較−帯のそれらより平
均値においてはるかｋすぐれているのみならず極めて安
定した高い強度を示しており、２閣Ｖノツチのフルナイ
ズ試験片によるシャルピーの砿厘遍移温度は−１２０〜
−１’４！ＡＣを示すのに対し、比較銅帯のそれは−４
５〜−ｔｔｏｃ＆示し、また−１００℃におけるシャル
ピーの吸収エネルギーは本発明銅帯の１＆８〜２ｊｔ４
ｉ−・鵬に対し、比砿−帯のそれは僅かＫａｉ１〜７．
０−・閣であり、低ａｇ性においても格段の！ＩＡがあ
ることが判明した。なお、第１゛真において本発明銅帯
の供試材Ｃ鋼のみは粗圧延を行わず８６０℃にて直ちに
仕上圧延を開始したものであり、その他の供試鋼はいず
れも粗圧馬終了後仕上圧延を開始したものである。
帯の篩状応力および引張強さは比較−帯のそれらより平
均値においてはるかｋすぐれているのみならず極めて安
定した高い強度を示しており、２閣Ｖノツチのフルナイ
ズ試験片によるシャルピーの砿厘遍移温度は−１２０〜
−１’４！ＡＣを示すのに対し、比較銅帯のそれは−４
５〜−ｔｔｏｃ＆示し、また−１００℃におけるシャル
ピーの吸収エネルギーは本発明銅帯の１＆８〜２ｊｔ４
ｉ−・鵬に対し、比砿−帯のそれは僅かＫａｉ１〜７．
０−・閣であり、低ａｇ性においても格段の！ＩＡがあ
ることが判明した。なお、第１゛真において本発明銅帯
の供試材Ｃ鋼のみは粗圧延を行わず８６０℃にて直ちに
仕上圧延を開始したものであり、その他の供試鋼はいず
れも粗圧馬終了後仕上圧延を開始したものである。
上記実施例より明らかな如く、本発明においては特定組
成の鋼による連続鋳造スラブを使用し、ホットストリッ
プミルによる制御王道においては、更に鋼帯の冷却条件
、巻４Ｃ条件、ａＸ条件を規制するととＫより降伏応力
６５嬌／−以上、引張強さ７０−／−以上、シャルピー
破面遷移温Ｉｔ−１２・℃以下、−１００℃におけるシ
ャルピー吸収エネルギー１７−・諷以上の如き低温靭性
にすぐれた高張力熱風鋼帯な得ることができた。
成の鋼による連続鋳造スラブを使用し、ホットストリッ
プミルによる制御王道においては、更に鋼帯の冷却条件
、巻４Ｃ条件、ａＸ条件を規制するととＫより降伏応力
６５嬌／−以上、引張強さ７０−／−以上、シャルピー
破面遷移温Ｉｔ−１２・℃以下、−１００℃におけるシ
ャルピー吸収エネルギー１７−・諷以上の如き低温靭性
にすぐれた高張力熱風鋼帯な得ることができた。
第１図は本発明による組成スラブの９５０℃以下の温度
領域に紅ける圧下率の最終鋼帯成品のシャルピー破面遷
移温度に及ぼす影響を示すｍａＩ。 第２ＦＩＡはＭｓ点を基準として表わした４１４帯壱填
温ＩＩ（Ｃ）の最終＃／４４Ｉ成品の降伏応力および引
張強さに及ぼす影響を示す線図である。 代境人 中 路 武 ４第１図 ９５０”Ｃ）ＩＡ ｌ’ ／） ；＠息１１［ｍＬ：あ
ける圧Ｔ率（％）・ ・ ０ 鳴 ０ ■ １ 。 １ 。 ｃＰ １・ １ ・
領域に紅ける圧下率の最終鋼帯成品のシャルピー破面遷
移温度に及ぼす影響を示すｍａＩ。 第２ＦＩＡはＭｓ点を基準として表わした４１４帯壱填
温ＩＩ（Ｃ）の最終＃／４４Ｉ成品の降伏応力および引
張強さに及ぼす影響を示す線図である。 代境人 中 路 武 ４第１図 ９５０”Ｃ）ＩＡ ｌ’ ／） ；＠息１１［ｍＬ：あ
ける圧Ｔ率（％）・ ・ ０ 鳴 ０ ■ １ 。 １ 。 ｃＰ １・ １ ・
Claims (2)
- （１） 重量比にてＣ：１１５％以下、Ｓｌ：１７０
％以下、Ｍｎ：Ａ５０〜！５０％、Ｐ ： ａｏ ２５
％以下、Ｓ：（ＬＯＧ５％以下、Ｎｂ ： （ＬＯ１〜
（Ｌ１５％、Ａ１：α０７０％以下を含有し更に必ｌ！
によりＶ：ａＯｌ 〜ａ、１５％、Ｔｌ ：Ａ００５〜
（１１８０％、Ｚｒ：ａＯ０５〜ａ１５０％、Ｍｏ：ａ
０５〜ａｓｏ％、Ｃｕ：ａｌＯ〜ＬＯＯ％、Ｎｌ：ａｌ
Ｇ〜４００％、Ｃｒ：α１０〜１．００％、希士釧元嵩
：ａｏｇｏ％以下、Ｃａ ： ａｏ １ ｏ％ｍ下ノ５
ちより適ばれたｉｌｌまたは２種以上な蕾み、残部は実
質的ｋＦｅより成る鋼スラブの制７御圧延によるｉＩ４
Ｉ４張力熱帯鋼帯造方法において、１００鴎から最終成
品厚さの３倍までの厚さを有する連続−道ス２プを纒造
する段階と、鍵記メラプをそのままもしくは２０分以内
保温または加熱した後、＃ＸＸラップ表面温度が１００
０〜８０００になった時点で粗圧延を開始す、る段階と
、ｆＩｌ記祖圧慝終、１後６Ｇ秒以内に９５Ｇ 〜７５
０ＣのａＲａｓで仕上圧延を開始し該圧延時の圧下率を
６０％以上としＡロ変態点〜６５−０℃の温度範囲で仕
上圧延を終了する段階と、前記熱延！ｌＩＩＦｔ−Ｍｓ
点＋５０℃以下の温度範囲で巻取る段階と、前記巻取っ
たｆｌ！に延鋼借をＭＰ点以下の温度に冷却後Ａｃ７、
変態点以下の温度で焼戻す段階と、を有して成ることを
特徴とする低温靭性にすぐれた高張力熱延１１［ｆの贋
造方法・ − - （２）重量比にてｃ：ａ１５％以下、Ｓｉ：Ｑ、７０多
以下、ｍｎ：（Ｌ５Ｇ−１５０％、Ｐ：（ＬＯ２Ｓ％以
下、Ｓ：αＯＯＳ％以下、Ｎｂ：α０１〜α１５％、Ａ
１：α０７０％以下を含有し更に必要に！りＶ：（ＬＯ
Ｉ 〜（Ｌ１６％、Ｔｉ ： ｏ、ｏ−、ｏ ｓ 〜α
１５０％、ｚｒ：α００５〜α１５０％、Ｍ・：（Ｌ
Ｏ５〜０．５１０％、Ｃｕ ： （ｋｌ Ｇ 〜１．０
０％、Ｎｌ：αｉｏ〜ｔｏ−ｏ％、Ｃｒ：α１０〜ＬＯ
Ｏ％、希土類元素：α０２０％以４下、 Ｃａ ：α０
１０％以下のうちより選ばれた１櫨ｔたは２種以上を含
み、残部は実質的ＫＦＩより成る鋼スラブの制御圧延に
よるＩ４−力熱延鋼帝の製造方法において、３００ｍか
ら最終成品厚さの３倍までの厚さを有する連続鋳造スラ
ブを製造する段階と、前記スラブをそのままもしくは２
０分以内保−または加熱した後、該スラブの表＃ｉ温度
が１０００〜７５０Ｃになった時点で仕上圧延を開始し
９５０Ｃ以下における圧下率を・０％以上とする仕上圧
延を行った後Ａｒｍ変１点〜・！！Ｏ℃のｆｆ１度−一
で仕上圧延を終了する段階、と、ＩＩＩ起鵬延鋼帯をＭ
・点＋６６℃以下の温度纏−で巻填る段階と、前記巻堆
った熱廻鋼帝をＭＰ点以下の鑞Ｊ［Ｋ冷却後ＡＣ／、変
虐点以下のａＲｔ−戻す段階と、を有して成ることを特
徴とする低温棚性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10749381A JPS589919A (ja) | 1981-07-09 | 1981-07-09 | 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10749381A JPS589919A (ja) | 1981-07-09 | 1981-07-09 | 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS589919A true JPS589919A (ja) | 1983-01-20 |
Family
ID=14460601
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10749381A Pending JPS589919A (ja) | 1981-07-09 | 1981-07-09 | 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS589919A (ja) |
Cited By (12)
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|---|---|---|---|---|
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| JPS6115093A (ja) * | 1984-06-29 | 1986-01-23 | Mitsubishi Metal Corp | 熱交換器用伝熱管 |
| JPS61143517A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Kawasaki Steel Corp | 低温用高強度鋼板の製造方法 |
| JPS6230849A (ja) * | 1985-08-01 | 1987-02-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 直接焼入れ焼戻しによる耐ｓｓｃｃ特性の優れた鋼の製造方法 |
| JPS62170458A (ja) * | 1986-01-23 | 1987-07-27 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管用鋼 |
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| WO2009000387A1 (de) * | 2007-06-22 | 2008-12-31 | Sms Siemag Ag | Verfahren zum warmwalzen und zur wärmebehandlung eines bandes aus stahl |
| CN105834212A (zh) * | 2016-05-16 | 2016-08-10 | 宋义 | 热轧卷板生产工艺及热轧卷板 |
| CN104831166B (zh) * | 2015-04-17 | 2016-08-17 | 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 | 一种提高焊瓶钢杯口形状均匀性的带钢生产方法 |
-
1981
- 1981-07-09 JP JP10749381A patent/JPS589919A/ja active Pending
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