TW201527848A - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

熱軋鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201527848A
TW201527848A TW103141182A TW103141182A TW201527848A TW 201527848 A TW201527848 A TW 201527848A TW 103141182 A TW103141182 A TW 103141182A TW 103141182 A TW103141182 A TW 103141182A TW 201527848 A TW201527848 A TW 201527848A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
iron
hot
steel sheet
rolled steel
Prior art date
Application number
TW103141182A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI558823B (zh
Inventor
Tomoaki Shibata
Sota Goto
Original Assignee
Jfe Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Publication of TW201527848A publication Critical patent/TW201527848A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI558823B publication Critical patent/TWI558823B/zh

Links

Classifications

    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本發明是提供：適合作為美國石油學會(API)規格的X80級鋼管用素材之具有高強度以及低降伏比，即使在加工後亦不受加工變形量的影響，依然可維持低降伏比之加工後特性穩定性優異的熱軋鋼板及其製造方法。 本發明的加工後特性穩定性優異的低降伏比高強度熱軋鋼板，其組成分以質量%計，含有C：0.030%以上0.120%以下、Si：0.05%以上0.50%以下、Mn：1.00%以上2.20%以下、P：0.025%以下、S：0.0050%以下、N：0.0060%以下、Al：0.005%以上0.100%以下、Nb：0.020%以上0.100%以下、Mo：0.05%以上0.50%以下、Ti：0.001%以上0.100%以下、Cr：0.05%以上0.50%以下、Ca：0.0005%以上0.0050%以下，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所組成的，其具有的組織，是以變韌肥粒鐵為主相，第二相是包含麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵，主相的體積百分比為90%以上，主相的平均結晶粒徑為10μm以下，麻田散鐵的體積百分比為0.5%以上9.5%以下，殘留沃斯田鐵的體積百分比為0.5%以上9.5%以下。

Description

熱軋鋼板及其製造方法
本發明是關於：管線、油井管、土木暨建築用等用途所採用的鋼管，尤其是適合當作美國石油學會(API)規格的X80級鋼管的素材之高強度、低降伏比而且加工後特性穩定性優異的熱軋鋼板及其製造方法。
擺脫核能發電的風潮在全世界不斷增強的潮流中，可以預想到化石能源需求的高漲，今後愈發增強。隨著這種趨勢，亦可想像到對於可提昇天然氣或原油的輸送效率之高強度、大口徑、厚壁輸油管的要求也在高漲。傳統上，作為高壓作業的輸油管，主要是使用以厚板作為素材的UOE鋼管。但是，最近則因為：管線的施工成本的減少、UOE鋼管的供給能力不足之類的原因，對於降低鋼管的素材成本的要求也變強，因而開始使用了以較之UOE鋼管具有更高的生產性且更低價的熱軋鋼板為素材之電縫鋼管或螺旋盤捲鋼管。
此處，管線很多都是舖設在例如：天然氣的蘊藏量豐富的寒冷地帶。因此，對於輸油管素材用鋼板， 當然是必須具有高強度，除此之外，也要求具有優異的低溫韌性。此外，如果是被長距離舖設的輸油管的話，也很容易受到地殼變動的影響。因受到地殼變動所導致的強制性變形的影響，萬一管線斷裂而發生了所輸送的天然氣洩漏情事時，為了避免因輸油管內的壓力變動而導致輸油管發生爆炸的危險，也必須要求鋼管之在於管周方向的變形能亦即，降伏比很穩定又很低。
在這種狀況下，已經有人提出關於輸油管素材用的熱軋鋼板的各種技術方案。例如專利文獻1所揭示的技術方案，是將其組成分中含有C：0.03~0.12wt%、Si：0.50wt%以下、Mn：1.70wt%以下、P：0.025wt%以下、S：0.025wt%以下以及Al：0.070%以下，還有從Nb：0.01~0.05wt%、V：0.01~0.02wt%、Ti：0.01~0.20wt%之中所選出的至少1種之鋼胚料，予以加熱到1180~1300℃之後，根據初步輥軋結束溫度為950~1050℃、最終精製輥軋溫度為760~800℃的條件下來進行熱間輥軋，以5~20℃/秒的冷卻速度進行冷卻，在降低到670℃之前的期間，開始進行空冷且保持5~20秒鐘，接下來以20℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻，在500℃以下的溫度進行捲取，藉此來製造熱軋鋼板。而且在專利文獻1中記載著：根據上述製造方法，可以製造出拉伸強度為60kg/mm2以上(590MPa以上)的強度、降伏比為85%以下的低降伏比以及具有韌脆轉換溫度為-60℃以下的低溫韌性之熱軋鋼板。
又，專利文獻2所揭示的技術方案，是將其組成分以質量%計，含有C：0.01~0.09%、Si：0.50%以下、Mn：2.5%以下、Al：0.01~0.10%、Nb：0.005~0.10%，還有從Mo：0.5%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Cr：0.5%以下之中所選出的1種或2種以上，並且Mn、Si、P、Cr、Ni、Mo的含量之關係式Mneq(Mneq(%)=Mn+0.26Si+3.5P+1.30Cr+0.37Ni+2.67Mo)是符合2.0以上的胚料，進行熱間輥軋，再以5℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻至500~650℃，然後進行捲取，在這個溫度範圍內滯留10分鐘以上之後，進行冷卻直到未滿500℃的溫度而作成熱軋鋼板，以該熱軋鋼板進行造管而製作成電縫鋼管的技術。而且在專利文獻2中也記載著：藉由依照上述方法來製造熱軋鋼板，可以製得具有：以變韌肥粒鐵作為主相，且含有體積率為3%以上的麻田散鐵以及因應必要而含有體積率為1%以上的殘留沃斯田鐵的組織之熱軋鋼板，再藉由以該熱軋鋼板進行造管，而可製造出：具有降伏比為85%以下的低降伏比以及韌脆轉換溫度為-50℃以下的低溫韌性，塑性變形吸收能優異的電縫鋼管。
又，專利文獻3所揭示的技術方案，係將熱軋鋼板的組成分，採用：以質量%計，含有C：0.03~0.11%、Si：0.01~0.50%、Mn：1.0~2.2%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005~0.10%、Nb：0.01~0.10%、Ti：0.001~0.05%、B：0.0005%以下，還有從 Cr：0.01~1.0%、Mo：0.01~0.5%、Ni：0.01~0.5%之中所選出的1種或2種以上，而且Mn、Si、Cr、Mo、Ni的含量的關係式Mneq(Mneq(%)=Mn+0.26Si+1.30Cr+2.67Mo+0.8Ni)是符合2.0~4.0%的範圍，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所組成的組成分，且熱軋鋼板的組織是採用：具有以變韌肥粒鐵作為主相，作為第二相是含有以面積率計至少為3.0%以上的麻田散鐵，且前述變韌肥粒鐵的平均粒徑為10μm以下的組織之技術方案。並且，在專利文獻3中也記載著：藉由將熱軋鋼板的主相採用以平均粒徑為10μm以下的變韌肥粒鐵，可獲得：在造管之後能夠確保所期望的高強度，並且低溫韌性也優異的熱軋鋼板。此外，也記載著：作為第二相係藉由採用分散著以面積率計為3.0%以上的麻田散鐵的組織，而可達成低降伏比化。此外，也記載著：藉由將熱軋鋼板的組成分與組織，依照上述的規定來調製的話，可以獲得：造管後的強度將低很少，從輥軋方向起算的30度方向的降伏強度為480MPa以上，具有夏比衝擊試驗的韌脆轉換溫度vTrs為-80℃以下，降伏比為85%以下的低降伏比之低溫韌性優異的低降伏比之高強度熱軋鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開昭63-227715號公報
[專利文獻2]日本特開2006-299413號公報
[專利文獻3]日本特開2012-172256號公報
然而，上述的傳統技術的任何一種都極難以製得：適合於作為X80級輸油管用素材的熱軋鋼板。亦即，極難以製得：具有高強度且低溫韌性也優異，且兼具有可以抵抗造管時的嚴酷加工條件或在舖設後因地殼變動等所導致的強制性變形之充分的低降伏比特性，而且加工後(造管後)的特性穩定性也優異的厚壁熱軋鋼板。
根據專利文獻1所提案的技術，除了熱軋鋼板的強度無法符合X80級的要求之外，在冷卻過程中必須包含空冷工序的緣故，會有大幅降低生產效率的問題。根據專利文獻2所提案的技術，則是無法穩定地確保：近年需求量正在增加中的寒冷地帶規格的高低溫韌性材所需的韌脆轉換溫度為vTrs≦-80℃的特性。此外，就低溫韌性較為良好的鋼而言，其強度很低，就加工變形量較之電縫鋼管更小的螺旋盤捲鋼管等而言，則是有無法符合X80級的強度之可能性。
根據專利文獻3所提案的技術，是藉由以麻田散鐵來作為第二相或者進一步含有變韌鐵，來抑制在造管後的強度降低。但是，如果是以麻田散鐵來作為第二相，或者只將變韌鐵予以分散的話，造管時的加工硬化量 將會因為加工變形量的不同而產生很大的變動。因此，以電縫鋼管為例的這種通常在輸油管的90度位置與180度位置(將焊接部設在0度位置的情況)處的加工變形量不同的情況下，將會有：在輸油管之各個周方向位置處的特性，尤其是降伏比產生差異的問題。是以，如果降伏比係在輸油管的周方向上產生差異的話，當有地盤下陷之類的地殼變動或地震等的原因，鋼管受到外力的影響而產生變形的情況下，變形將會集中在降伏比較低(降伏強度低)的位置，令人擔心鋼管會產生挫曲變形之問題。鋼管一旦產生挫曲的話，變形會再度集中於挫曲後的部分，愈加使得該部分進行變形，而很容易導致鋼管的斷裂。
本發明就是為了解決傳統技術所存在的上述問題而開發完成的，其目的是要提供：可適用作為X80級電縫鋼管用素材或X80級螺旋盤捲鋼管用素材的具有高強度、高韌性以及低降伏比特性之加工後特性穩定性優異的熱軋鋼板及其製造方法。具體而言，其目的是要提供：拉伸強度為650MPa以上、降伏強度為555MPa以上、降伏比為90%以下、夏比衝擊試驗的韌脆轉換溫度(vTrs)為-80℃以下的熱軋鋼板，而且可以將在造管後的鋼管(鋼管圓周方向變形量t/D×100為1%以上9%以下的鋼管。D是鋼管的外徑、t是加工前的熱軋鋼板的厚度。)之在鋼管圓周方向上的降伏比的差值△YR，予以抑制在未滿10%之熱軋鋼板及其製造方法。
如同專利文獻3所記載的這樣，藉由將熱軋鋼板的主相採用平均粒徑為10μm以下的變韌肥粒鐵，可以獲得在造管之後能夠確保所期望的高強度，並且低溫韌性也優異的熱軋鋼板。但是，如果是以專利文獻3所提議的技術這樣的將熱軋鋼板的第二相採用麻田散鐵或變韌鐵的話，尤其是在電縫鋼管的這種在進行造管時被施加的加工變形是依圓周方向位置的不同而有很大的差異的情況下，在造管之後(加工後)的降伏比會在鋼管圓周方向上有很大的偏差分布。為了消除這種問題，本發明人等乃針對於：以平均粒徑為10μm以下的變韌肥粒鐵作為主相的熱軋鋼板之不受被施加的加工變形量的左右且可用來在加工後產生穩定的低降伏比特性之第二相組織，努力地進行了檢討。
首先，本發明人等是著眼於：將殘留沃斯田鐵予以活用來作為可確保低降伏比的第二相。殘留沃斯田鐵因為是軟質的組織，所以是有利於鋼的低降伏比化的組織。此外，如果對於含有殘留沃斯田鐵來作為第二相的熱軋鋼板施加了加工變形的話，因為殘留沃斯田鐵將會從C濃度較低的地方逐漸地變態成加工誘發麻田散鐵，可以將降伏強度維持在較低的狀態，提高拉伸強度，保持在較低的降伏比。
因此，本發明人等乃針對於：在熱軋鋼板中作為第二相所含有的殘留沃斯田鐵量之對於加工後的低降 伏比特性所帶來的影響進行了檢討。其結果，獲得了一種創見，就是：如果在熱軋鋼板中，以體積百分比計，分散著0.5%以上9.5%以下的殘留沃斯田鐵來當作第二相的話，只要是在1~15%的加工變形範圍內的話，即可達成90%以下的低降伏比。此外，獲得了一種創見，就是：殘留沃斯田鐵變態成加工誘發麻田散鐵的結果，也會有加工後熱軋鋼板的拉伸強度獲得提高的效果。
但是，也同時確認到：如果只採用殘留沃斯田鐵來作為熱軋鋼板的第二相的話，將無法使得加工後熱軋鋼板的降伏比不受到加工變形量的左右而保持一定。因此，本發明人等做更進一步檢討的結果，獲得了一種創見，就是：藉由含有殘留沃斯田鐵與麻田散鐵一起當作熱軋鋼板的第二相，可以使得降伏比不受到加工變形量的左右，可以保持大致一定。並且也獲得了一種創見，就是：作為第二相，以體積百分比計，除了含有0.5%以上9.5%以下的殘留沃斯田鐵之外，使其也複合生成：以體積百分比計，0.5%以上9.5%以下的麻田散鐵的話，則從低加工變形範圍到高加工變形範圍都可以穩定的確保低降伏比。藉由一起含有殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的作法，為何能夠讓降伏比不受到加工變形量的左右而能夠保持大致一定的理由，雖然尚有許多不明確的地方，但被認為：是因為藉由將硬質的麻田散鐵分散在變韌肥粒鐵中，當被施予加工時，可在變韌肥粒鐵中發生許多可動轉位，因而可提高鮑欣格效應(Bauschinger effect)的緣故。鮑欣格效應係 指：在與拉伸方向呈相反的方向(壓縮方向)上承受了塑性變形之後，才進行拉伸試驗的話，降伏強度將會較之受到壓縮方向的加工之前更為降低的效應。在鋼管進行成型時，在鋼管的內面是被施加壓縮的塑性變形，因此可期待具有鮑欣格效應。亦即，被認為是因鮑欣格效應所導致的降伏強度的降低，將會與殘留沃斯田鐵的加工誘發變態所導致的降伏強度的上昇互相制衡，因此，降伏比不受到加工變形量的左右，可保持大致一定。此外，也得知：藉由活用這種創見，即使針對於加工變形特別大的鋼管，亦即，(加工前的熱軋鋼板的板厚)/(鋼管的外徑)的比值較大的鋼管或電縫鋼管，亦可獲得穩定的低降伏比特性。
此外，本發明人等也針對於：如何能夠不降低生產效率且可簡便地製造出熱軋鋼板，亦即，製造出：具有上述之所期望的組織(平均結晶粒徑為10μm以下且以體積百分比90%以上的變韌肥粒鐵作為主相，第二相是以體積百分比計，含有0.5%以上9.5%以下的殘留沃斯田鐵與以體積百分比計，0.5%以上9.5%以下的麻田散鐵之組織)的熱軋鋼板的製造方法進行了檢討。其結果，獲得了一種創見，就是：在對於具有預定的組成分的連續鑄造鑄片實施熱間輥軋來製造熱軋鋼板的時候，藉由制定出：鑄片的加熱條件、最終精製輥軋條件、最終精製輥軋結束後的冷卻過程中之板厚中央位置處的冷卻速度等，並且制定出：捲取後的鋼帶捲重量以及鋼帶捲寬度的話，無需在 熱間輥軋結束後捲取前的冷卻時，另外設置空冷之類的特別的工序，即可高效率且簡便地製造出具有所期望的組織之熱軋鋼板。
本發明是根據上述的創見而進行開發完成的，其要旨如下所述。
[1]一種熱軋鋼板，其組成分以質量%計，含有C：0.030%以上0.120%以下、Si：0.05%以上0.50%以下、Mn：1.00%以上2.20%以下、P：0.025%以下、S：0.0050%以下、N：0.0060%以下、Al：0.005%以上0.100%以下、Nb：0.020%以上0.100%以下、Mo：0.05%以上0.50%以下、Ti：0.001%以上0.100%以下、Cr：0.05%以上0.50%以下、Ca：0.0005%以上0.0050%以下，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所組成的，其具有的組織，是以變韌肥粒鐵為主相，第二相是包含麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵，前述主相的體積百分比為90%以上，前述主相的平均結晶粒徑為10μm以下，前述麻田散鐵的體積百分比為0.5%以上9.5%以下，前述殘留沃斯田鐵的體積百分比為0.5%以上9.5%以下，且降伏比為90%以下，降伏強度為555MPa以上，拉伸強度為650MPa以上。
[2]在前述[1]所述的熱軋鋼板中，除了前述組成分之外，以質量%計，又含有從V：0.001%以上0.100%以下、Cu：0.001%以上0.50%以下、Ni：0.001%以上1.00%以下、B：0.0040%以下之中所選出的1種以上。
[3]一種熱軋鋼板之製造方法，係將具有如前 述[1]或[2]所記載的組成分之連續鑄造鑄片，予以冷卻至600℃以下之後，進行加熱到1050℃以上1300℃以下的溫度範圍，實施初步輥軋以及緊接在該初步輥軋之後，實施在未再結晶溫度範圍內的軋縮率為20%以上85%以下，且將最終精製輥軋結束溫度設定在(Ar3-50℃)以上(Ar3+100℃)以下的溫度範圍的最終精製輥軋，在該最終精製輥軋結束後，進行冷卻，該冷卻的方式為：以板厚中央位置量測，係將從冷卻開始溫度起迄650℃為止的平均冷卻速度設定為10℃/秒以上100℃/秒以下，且將冷卻停止溫度設定為420℃以上650℃以下，在400℃以上650℃以下的溫度範圍內進行捲取，且將捲取後的鋼帶捲作成：重量為20公噸以上，且寬度為1000mm以上的鋼帶捲。
根據本發明，可利用傳統的熱軋設備來製造出：適合作為管線、油井管、土木暨建築用等用途的鋼管，尤其是符合美國石油學會的API規格X80級鋼管的素材之具有高強度、高韌性以及低降伏比特性之加工後特性穩定性優異的熱軋鋼板，對於工業上極有助益。
以下，將具體的說明本發明。
首先，說明為何要限定本發明熱軋鋼板的組成分之理 由。此外，以下之用來表示組成分的%，如果沒有做特別地限定的話，都是指：質量%。
C：0.030%以上0.120%以下
C是可與Nb、V、Ti形成碳化物，是用來確保熱軋鋼板的強度(拉伸強度、降伏強度)之重要的元素，並且是用來生成對於熱軋鋼板的低降伏比化很重要的第二相(殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵)時所不可或缺的元素。在本發明的熱軋鋼板中，為了符合所期望的強度、低降伏比，C含量必須設定為0.030%以上。另一方面，C含量若超過0.120%的話，則因為碳化物的過剩的增加，導致熱軋鋼板的韌性惡化。此外，C含量若超過0.120%的話，碳當量會變高，將這種熱軋鋼板進行造管暨焊接的話，焊接部的韌性會惡化。因此，將C含量設定在0.030%以上0.120%以下。更好是0.040%以上0.090%以下。
Si：0.05%以上0.50%以下
Si含量增加的話，會形成Mn-Si系的非金屬夾雜物，在將熱軋鋼板進行造管暨焊接的時候，將成為導致焊接部韌性惡化的原因。因此，Si含量的上限是在0.50%。另一方面，基於利用固溶強化來確保X80級的強度之觀點考量，乃將Si含量的下限設定在0.05%。此外，Si含量是設定在0.10%以上0.35%以下為佳。
Mn：1.00%以上2.20%以下
Mn是可抑制多邊形肥粒鐵的生成，是用來確保熱軋鋼板的強度與韌性所需的元素。此外，Mn是可促進第二相的生成，可以穩定地生成殘留沃斯田鐵或麻田散鐵，也是用來確保熱軋鋼板的低降伏比特性所需的元素。想要其發揮這些效果，必須將Mn含量設定在1.00%以上。另一方面，Mn含量若超過2.20%的話，就容易因為中心偏析而導致熱軋鋼板的機械特性發生不一致現象，並且韌性也惡化。又，Mn含量若超過2.20%的話，則因為熱軋鋼板的強度變得太高，而會出現拉伸特性變差之類的不良影響，並且隨著碳當量的增加，會產生焊接部的韌性惡化的可能性。因此，乃將Mn含量設定在1.00%以上2.20%以下。更好是設定在1.40%以上2.00%以下。
P：0.025%以下、S：0.0050%以下、N：0.0060%以下
P是作為雜質存在於鋼中，但因為是很容易偏析的元素，會導致熱軋鋼板的韌性惡化。因此，P含量是以0.025%作為上限。更好是在0.018%以下。
S以及N也是與P同樣，會導致熱軋鋼板的韌性惡化，所以S含量是以0.0050%作為上限，N含量是以0.0060%作為上限。更好的是，S含量是0.0030%以下、N含量是0.0040%以下。
此外，P、S、N的含量的下限值，每一種都考慮到實際的製鋼控制能力的界限，乃將P、N的下限值設定為 0.0010%，將S的下限值設定在0.0001%為佳。
Al：0.005%以上0.100%以下
Al適合作為鋼的脫氧劑，想要發揮脫氧效果，是將Al含量設定在0.005%以上。但是，如果Al含量過剩的話，將會生成氧化鋁系夾雜物，在將熱軋鋼板進行焊接的時候，將成為焊接部發生缺陷的原因。因此，Al含量是設定在0.005%以上0.100%以下。更好是0.010%以上0.050%以下。
Nb：0.020%以上0.100%以下
Nb是對於結晶粒的細微化有效的元素，而且是析出強化元素，想要確保X80級的鋼管強度的話，必須將Nb含量設定在0.020%以上。另一方面，Nb含量變得過剩的話，在製造熱軋鋼板時，將會在後述的捲取溫度範圍(400℃以上650℃以下)發生過剩地析出而導致韌性變差，並使焊接性惡化。因此，乃將Nb含量設定在0.020%以上0.100%以下。更好是將Nb含量設定在0.030%以上0.080%以下。
Mo：0.05%以上0.50%以下
Mo是在進行製造熱軋鋼板的時候，可以用來抑制在熱間輥軋結束後的冷卻工序時之鋼板中的沃斯田鐵變態成多邊形肥粒鐵或波來鐵，是對於提昇熱軋鋼板的強度有效 的元素。又，Mo可以促進第二相(殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵)的生成，是用來確保熱軋鋼板的低降伏比特性所需的元素。想要使其發揮這種效果，乃將Mo含量設定在0.05%以上。但是Mo的淬火硬化性很強，其含量若超過0.50%的話，將會過剩地生成第二相也就是殘留沃斯田鐵或麻田散鐵，因而導致熱軋鋼板的韌性變差。因此，Mo含量是設定在0.05%以上0.50%以下。更好是0.10%以上0.35%以下。
Ti：0.001%以上0.100%以下
Ti是促使結晶粒的細微化有效的元素，而且也是析出強化元素，想要使其發揮這種效果，Ti含量必須是0.001%以上。另一方面，Ti含量過剩的話，將會導致熱軋鋼板的焊接性惡化。因此，Ti含量是設定在0.001%以上0.100%以下。更好的是在0.010%以上0.040%以下。
Cr：0.05%以上0.50%以下
Cr是在進行製造熱軋鋼板的時候，在熱間輥軋結束後的冷卻工序中，用來發揮：延緩波來鐵變態的效果以及減少生成粒界雪明鐵的效果之元素。又，Cr可以促進第二相也就是殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵的生成，是用來確保熱軋鋼板的低降伏比特性所需的元素。想要使其發揮這些效果，必須將Cr含量設定在0.05%以上。另一方面，Cr含量若超過0.50%的話，第二相也就是殘留沃斯田鐵或 麻田散鐵將會過剩地生成而導致熱軋鋼板的韌性變差。又，如果Cr含量過剩的話，在將熱軋鋼板進行造管暨焊接時，會在焊接部形成淬火硬化組織，因而導致焊接部韌性的惡化。因此，Cr含量是設定在0.05%以上0.50%以下。更好是0.10%以上0.35%以下。
Ca：0.0005%以上0.0050%以下
Ca是可以將S予以固定下來，藉由抑制MnS的生成，而具有提昇熱軋鋼板的韌性之效果。為了發揮這種效果，乃將Ca含量設定在0.0005%以上。另一方面，Ca含量過剩的話，則因為形成了Ca系氧化物，而導致熱軋鋼板的韌性變差，因此乃將Ca含量設定在0.0050%以下。更好是設定在0.0010%以上0.0030%以下。
以上是本發明的熱軋鋼板中的基本成分，亦可在上述基本成分之外，又含有從V：0.001%以上0.100%以下、Cu：0.001%以上0.50%以下、Ni：0.001%以上1.00%以下、B：0.0040%以下之中所選出的一種或兩種以上。
V：0.001%以上0.100%以下
V是析出強化元素，想要使其有效地發揮作用，是將V含量設定在0.001%以上為佳。另一方面，如果V含量過剩的話，在製造熱軋鋼板時之後述的捲取溫度範圍(400℃以上650℃以下)內，將會發生過剩地析出而導 致韌性與拉伸特性變差，並且有導致焊接性惡化之虞慮。因此，V含量是設在0.001%以上0.100%以下為佳。更好是在0.020%以上0.080%以下。
Cu：0.001%以上0.50%以下
Cu是在進行製造熱軋鋼板時之熱間輥軋結束後的冷卻工序中，可以抑制鋼板中的沃斯田鐵變態成多邊形肥粒鐵或波來鐵，並且是用來提昇熱軋鋼板的強度之有效的元素。為了使其發揮這種效果，是將Cu含量設在0.001%以上為佳。但是，如果Cu含量超過0.50%的話，會有導致鋼的熱間加工性變差的虞慮。因此，Cu含量是設在0.001%以上0.50%以下為佳。更好是在0.10%以上0.40%以下。
Ni：0.001%以上1.00%以下
Ni是在進行製造熱軋鋼板時之熱間輥軋結束後的冷卻工序中，可以抑制鋼板中的沃斯田鐵變態成多邊形肥粒鐵或波來鐵，並且是用來提昇熱軋鋼板的強度之有效的元素。為了使其發揮這種效果，是將Ni含量設在0.001%以上為佳。但是，如果Ni含量超過1.00%的話，將會有導致鋼的熱間加工性變差之虞慮。因此，Ni含量是設在0.001%以上1.00%以下為佳。更好是設在0.10%以上0.50%以下。
B：0.0040%以下
B是在進行製造熱軋鋼板時之最終精製輥軋結束後的冷卻過程中，可以抑制在高溫下的肥粒鐵變態，具有防止多邊形肥粒鐵的生成之效果。想要使其發揮這種效果，是將B含量設在0.0001%以上為佳。另一方面，如果B含量過剩的話，在將熱軋鋼板進行焊接的時候，會有在焊接部形成淬火硬化組織之虞慮。因此，B含量是設在0.0040%以下為佳。更好是0.0002%以上0.0010%以下。
此外，在本發明的熱軋鋼板中，上述以外的成分是Fe以及不可避免的雜質。不可避免的雜質，係可舉出例如：Co、W、Pb、Sn等，這些元素的含量，分別是在0.02%以下為佳。
其次，說明必須限定本發明的熱軋鋼板中的組織的理由。
本發明的熱軋鋼板，是以變韌肥粒鐵作為主相，第二相則是含有麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵，其所具有的組織中，前述主相的體積百分比是90%以上，前述主相的平均結晶粒徑是10μm以下，前述麻田散鐵的體積百分比是0.5%以上9.5%以下，前述殘留沃斯田鐵的體積百分比是0.5%以上9.5%以下。此外，在本發明中，所稱的變韌肥粒鐵，係指：具有轉位密度很高的下部組織，並且在結晶粒內還沒有雪明鐵析出的組織。相對於此，變韌鐵係在具有轉位密度很高的板條狀組織，且在結晶粒內已經有雪明鐵析出的這個特點，而多邊形肥粒鐵則是在轉位密度極低 的這個特點，是與變韌肥粒鐵不同。
變韌肥粒鐵的體積百分比：90%以上 變韌肥粒鐵的平均結晶粒徑：10μm以下
在本發明中，是藉由以強度與韌性的均衡性優異之細微的變韌肥粒鐵來作為熱軋鋼板的主相，而賦予熱軋鋼板所期望的強度與低溫韌性。將作為主相的變韌肥粒鐵的體積百分比設定在90%以上，並將該變韌肥粒鐵的平均結晶粒徑設定為10μm以下，藉此可利用細粒化的效果來確保住熱軋鋼板的強度與低溫韌性。另一方面，如果變韌肥粒鐵的體積百分比未滿90%的話，第二相的體積百分比會變大，將會增大龜裂的傳播路徑，因此，熱軋鋼板的低溫韌性會變差。又，若變韌肥粒鐵的平均結晶粒徑超過10μm的話，破裂面單位將會變大而使得韌性變差。
此外，基於確保熱軋鋼板的強度以及低溫韌性的觀點，係將變韌肥粒鐵的體積百分比予以設定在91%以上為宜，將變韌肥粒鐵的平均結晶粒徑設定在3.0μm以下為宜。尤其是本發明因為是含有可使韌性降低的麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵，因此當麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵的合計體積百分比變成4.0%以上的情況下，係將變韌肥粒鐵的平均結晶粒徑設定在3.0μm以下為宜。但是，如果變韌肥粒鐵的體積百分比過剩地太高的話，不僅會降低熱軋鋼板的降伏比，就連很重要的第二相(殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵)的體積百分比也會極端地降低，所以是將變 韌肥粒鐵的體積百分比予以設定在95%以下為宜。此外，變韌肥粒鐵雖然是愈細微愈好，但是其平均結晶粒徑的實質上的下限值為1μm的程度。
殘留沃斯田鐵的體積百分比：0.5%以上9.5%以下
殘留沃斯田鐵會因為造管時等的加工變形，而從℃濃度較低的地方起逐漸地發生加工誘發變態，在與造管關連的很大加工變形範圍(例如從加工變形為1%起迄10%程度為止的變形範圍)內，提昇加工硬化能量。因此，與降伏強度相較，係可提昇拉伸強度，可以達成低降伏比。其結果，即使針對於例如電縫鋼管的這種在鋼管的圓周方向位置上具有不同的造管變形的情況下，也可以不會因為圓周方向位置的不同而有不同結果，可獲得穩定的低降伏比特性。為了發揮這種效果，必須將殘留沃斯田鐵的體積百分比予以設定在0.5%以上。更好的是在2.0%以上。另一方面，如果殘留沃斯田鐵的體積百分比超過9.5%的話，將會成為龜裂的傳播路徑，導致熱軋鋼板的低溫韌性惡化。因此，必須將殘留沃斯田鐵的體積百分比予以設定在9.5%以下。此外，為了確保更良好的低溫韌性，係將殘留沃斯田鐵的體積百分比予以設定在5%以下為佳。
麻田散鐵的體積百分比：0.5%以上9.5%以下
麻田散鐵係可以將因加工所導致的可動轉位更容易導入到變韌肥粒鐵中，因而提昇鮑欣格效應。想要發揮這種 效果，必須將麻田散鐵的體積百分比予以設定在0.5%以上。更好是在2.5%以上。另一方面，如果麻田散鐵的體積百分比超過9.5%的話，將會成為龜裂的傳播路徑，導致熱軋鋼板的低溫韌性惡化。因此，必須將麻田散鐵的體積百分比予以設定在9.5%以下。此外，為了確保更良好的低溫韌性，係將麻田散鐵的體積百分比予以設定在5%以下為佳。
此外，在本發明熱軋鋼板的組織中，除了上述的變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵之外，亦可含有波來鐵、雪明鐵。變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵以外的組織，亦即波來鐵、雪明鐵的體積百分比，係予以限制在合計為2%以下為宜。又，主要是被當作輸油管的素材來使用的本發明的熱軋鋼板，是將板厚予以設定在15mm以上30mm以下為宜。
其次，說明本發明的熱軋鋼板的製造方法。本發明的熱軋鋼板，係可以將利用連續鑄造所製得的具有上述的組成分的胚料(鑄片)，予以冷卻到既定的溫度以下之後，進行加熱後才實施初步輥軋以及最終精製輥軋，在既定的條件下進行加速冷卻，在於既定的溫度的條件下，進行捲取成為具有既定的重量以及寬度之鋼帶捲，而製造出來。
連續鑄造鑄片的冷卻溫度：600℃以下
進行肥粒鐵變態之前的連續鑄造鑄片，是沃斯田鐵組 織，長時間被暴露在高溫下，因此其結晶粒極為粗大。因此，藉由使這種粗大的沃斯田鐵結晶產生肥粒鐵變態，可予以細微化。因此，乃將連續鑄造鑄片予以進行冷卻，直到肥粒鐵變態幾乎都結束的600℃以下為止。更好是在500℃以下。此外，之後再對於連續鑄造鑄片進行加熱，使其逆變態成為沃斯田鐵，藉此可使結晶粒更細微化。
連續鑄造鑄片的加熱溫度：1050℃以上1300℃以下
如果胚料加熱溫度(連續鑄造鑄片的再加熱溫度)是未滿1050℃的話，析出強化元素亦即Nb、V、Ti無法充分的固溶，無法確保X80級的鋼管強度。另一方面，若超過1300℃的話，沃斯田鐵粒會變得粗大化，其結果，變韌肥粒鐵的結晶粒徑會變得粗大化，熱軋鋼板的低溫韌性會惡化，並且在最終精製輥軋結束後的冷卻暨捲取過程中，Nb會過剩析出，熱軋鋼板的韌性與拉伸特性會惡化。因此，乃將連續鑄造鑄片的再加熱溫度予以設定為1050℃以上1300℃以下。更好是1150℃以上1230℃以下。
加熱後的胚料(連續鑄造鑄片)，雖然又經過初步輥軋以及最終精製輥軋而被調整成所期望的板厚，但是在本發明中，並未特別地限定初步輥軋的條件。
在最終精製輥軋時的未再結晶溫度範圍內的軋縮率：20%以上85%以下
在未再結晶溫度範圍(在本發明的鋼組成分的情況下，是約930℃以下)內進行最終精製輥軋，藉此，沃斯田鐵的再結晶會延緩，變形會累積，在發生γ/α變態時，肥粒鐵(變韌肥粒鐵)將變得細微化而提昇熱軋鋼板的強度以及韌性。如果最終精製輥軋時的未再結晶溫度範圍內的軋縮率未滿20%的話，這些效果無法充分顯現。另一方面，如果上述軋縮率超過85%的話，變形阻力會增大而會對於輥軋造成不利的影響。因此，在本發明中，係將上述軋縮率予以設定為20%以上85%以下。更好是35%以上75%以下。
最終精製輥軋結束溫度：(Ar3-50℃)以上(Ar3+100℃)以下
為了在均質的粒徑以及組織的狀態下結束進行輥軋，必須將最終精製輥軋結束溫度予以設定在(Ar3-50℃)以上。如果最終精製輥軋結束溫度低於(Ar3-50℃)的話，於進行最終精製輥軋中，在鋼板內部會發生肥粒鐵變態，因而有一部分會生成多邊形肥粒鐵。多邊形肥粒鐵，將會變成較之在後來的冷卻過程中或者冷卻後所生成的變韌肥粒鐵更為粗大的結晶粒，因此將成為結晶粒的大小不一致的混粒組織。因而無法獲得所期望的熱軋鋼板特性。另一方面，如果最終精製輥軋結束溫度超過(Ar3+100℃)的話，變韌肥粒鐵的結晶粒將會粗大化，熱軋鋼板的靱性會惡化。尤其是在本發明中，除了變韌肥粒鐵之外，又含有 對於韌性有不良影響的麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵，所以必須將變韌肥粒鐵結晶粒保持細微來確保韌性。因此，就將最終精製輥軋結束溫度予以設定在(Ar3-50℃)以上(Ar3+100℃)以下的範圍內。更好是在(Ar3-20℃)以上(Ar3+50℃)以下。
此外，上述的最終精製輥軋結束溫度，係指：在最終精製輥軋機的出口側之鋼板表面的測定溫度值。
最終精製輥軋結束後，根據下列的條件進行加速冷卻。加速冷卻，是在最終精製輥軋結束後的7秒以內開始進行為宜，最終精製輥軋結束後的3秒以內就開始進行更好。最終精製輥軋結束之後到開始進行加速冷卻之前的時間，如果超過7秒的話，結晶粒將變粗大化，或者就開始進行肥粒鐵變態而有生成多邊形肥粒鐵的虞慮。
冷卻開始溫度起迄650℃為止的板厚中央位置的平均冷卻速度：10℃/秒以上100℃/秒以下
為了抑制波來鐵變態以及多邊形肥粒鐵的生成，將變韌肥粒鐵的體積百分比予以設定在90%以上，為了確保熱軋鋼板的低溫靱性，必須將冷卻開始溫度起迄650℃為止的板厚中央位置的平均冷卻速度予以設定在10℃/秒以上。但是，如果在這個板厚中央位置處的上述溫度範圍內的冷卻速度太大的話，鋼板表面硬度會上昇，就不適合當作輸油管用鋼板。因此，上述平均冷卻速度的上限，必須予以限定在100℃/秒。更好是在25℃/秒以上50℃/秒以 下。
板厚中央位置處的冷卻停止溫度：420℃以上650℃以下
為了將作為第二相的殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵分散在組織中，必須在冷卻過程中不要讓鋼板中的沃斯田鐵的變態(沃斯田鐵→變韌肥粒鐵變態)全部都結束，而仍殘留有未變態的沃斯田鐵。因此，在本發明的成分範圍中，將停止進行加速冷卻的溫度，以板厚中央位置處來測定時，必須是在420℃以上。另一方面，停止進行加速冷卻的溫度，如果超過650℃的話，將會生成粗大的多邊形肥粒鐵、波來鐵，因而無法獲得所期望的熱軋鋼板組織。因此，加速冷卻的冷卻停止溫度，以板厚中央位置處來測定時，必須是設定在420℃以上650℃以下。更好是在500℃以上590℃以下。
捲取溫度：400℃以上650℃以下
在本發明中，作為第二相的殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵是在捲取成鋼帶捲之後的放冷過程中生成的。因此，必須從加速冷卻過程或者冷卻停止後產生變態的變韌肥粒鐵，將C擴散到未變態沃斯田鐵。將C從變韌肥粒鐵擴散到未變態沃斯田鐵，將C在未變態沃斯田鐵中進行濃縮，藉此，可抑制未變態沃斯田鐵變態成為變韌鐵，可將未變態沃斯田鐵作成麻田散鐵或殘留沃斯田鐵(在降低到室溫之前，都維持在未變態沃斯田鐵的狀態)。依據C的 濃縮程度的不同，而會變成麻田散鐵或是變成殘留沃斯田鐵，如果C更進一步地濃縮的話，Ms點(麻田散鐵變態開始溫度)之未達室溫的部分將會成為殘留沃斯田鐵。
在鋼帶捲被捲取後的放冷過程中，想要讓C充分地擴散來使殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵處於所期望的體積百分比，必須將鋼帶捲的捲取溫度設定在400℃以上。另一方面，鋼帶捲的捲取溫度若超過650℃的話，將會生成粗大的多邊形肥粒鐵、波來鐵，無法獲得所期望的熱軋鋼板組織。因此，鋼帶捲的捲取溫度必須設定在400℃以上650℃以下。更好是在480℃以上580℃以下。此外，上述的捲取溫度，都是在鋼板的板厚中央位置所測得的溫度。
捲取後的鋼帶捲重量：20公噸以上 捲取後的鋼帶捲寬度：1000mm以上
在本發明中，必須將保持著未變態的狀態殘留下來的沃斯田鐵的一部分，使其在鋼帶捲之捲取後的放冷過程中，變態成麻田散鐵變態，藉此，可使得殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵之兩者，作為第二相組織分散在熱軋鋼板中。在此，為了要使作為第二相的殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵分散成所期望的體積百分比，鋼帶捲之捲取後的冷卻速度是非常的重要。
想要將殘留沃斯田鐵以及麻田散鐵保持在所期望的體積百分比，最好是儘可能地抑制鋼帶捲捲取後的 冷卻速度，以促進C從變韌肥粒鐵擴散到未變態沃斯田鐵為宜。然而，利用爐冷卻等的方式來調整冷卻速度的情況下，必須在輥軋設備中新添設冷卻爐等的設備，在設備成本上較為不利。因此，在本發明中，是採用：藉由規定了捲取後的鋼帶捲重量以及鋼帶捲寬度的方式，來抑制鋼帶捲捲取後的放冷速度。
想要將捲取後鋼帶捲的(表面積)/(體積)的比值變小，來使得捲取後鋼帶捲的放冷速度充分的延遲的話，必須將鋼帶捲重量設定在20公噸以上，將鋼帶捲寬度設定在1000mm以上。捲取後的鋼帶捲重量如果未滿20公噸，或者捲取後的鋼帶捲寬度未滿1000mm的情況下，捲取後的鋼帶捲的放冷速度變得太快，所以保持未變態的狀態殘留下來的沃斯田鐵愈穩定的話，C就無法充分地濃縮化，將只有麻田散鐵被優先地生成來當作第二相。其結果，熱軋鋼板中的殘留沃斯田鐵量就會不夠充分，無法在較大的加工變形範圍內，讓低降伏比特性穩定化。為了確保本發明的殘留沃斯田鐵量，是將捲取後的鋼帶捲的放冷速度設定在70℃/秒以下為宜。更好是在50℃/秒以下。此外，捲取後的鋼帶捲的放冷速度，係指：鋼板表面從400℃起迄390℃為止的平均冷卻速度。捲取後的鋼帶捲的溫度的測定位置，是選取：在捲取後的鋼帶捲之位於鋼帶捲外周的寬度方向的中央位置。鋼帶捲的溫度，則是選取：沒有因為鋼帶捲的鬆綁而在鋼板之間產生間隙的地方，在鋼帶捲外周的寬度方向的中央處，將熱電偶安裝在 鋼板表面來進行測定。此外，之所以將鋼帶捲的放冷速度，根據從400℃起迄390℃為止的平均的冷卻速度來予以規定的理由，是因為在400℃附近的溫度範圍，正是C最容易在保持未變態的狀態殘留下來的沃斯田鐵中進行濃化的溫度範圍的緣故。
基於上述的理由，乃將捲取後的鋼帶捲重量設定為20公噸以上，將捲取後的鋼帶捲寬度設定為1000mm以上。此外，將捲取後的鋼帶捲重量設定在25公噸以上，將捲取後的鋼帶捲寬度設定在1400mm以上更好。捲取後的鋼帶捲重量以及鋼帶捲寬度的上限，雖然並無特別的限制，但是，若考量到輥軋設備的實際的作業能力的話，實質上的上限值分別為40公噸程度、2500mm的程度。
[實施例]
將具有表1所示的組成分的胚料(連續鑄造鑄片，厚度：215mm)進行鑄造後，進行冷卻至約400℃以下，再根據表2所示的熱間輥軋條件進行熱間輥軋，當熱間輥軋結束後，依據表2所示的冷卻條件進行冷卻，依據表2所示的捲取溫度，進行捲取成既定的尺寸的鋼帶捲，製作成表2所示的板厚度的熱軋鋼板(鋼帶)。此外，上述冷卻(加速冷卻)是在最終精製輥軋結束之後的3秒以內就開始的。又，表2所揭示的Ar3點，是從各胚料採取出熱膨脹測定用的樣本，以950℃使其沃斯田鐵化 之後，根據以5℃/分的條件進行冷卻時的熱膨脹曲線來測定的。
將所製得的熱軋鋼板(鋼帶)，利用排輥成形加工(cage roll forming)進行成形，實施電阻焊接，對於內面側的焊縫進行研磨之後，利用焊後退火工序只針對於焊接部進行熱處理，藉由執行定徑加工，製作成外徑為16英吋的電縫鋼管。
此外，在本實施例中，雖然是舉例了使用熱軋鋼板來製造成電縫鋼管的方法，但是，本發明中的熱軋鋼板並不侷限於電縫鋼管，亦可在螺旋盤捲鋼管之類的各種造管方法中來採用。
從所製得的熱軋鋼板以及電縫鋼管，採取試驗片，進行了組織觀察、拉伸試驗以及夏比衝擊試驗。組織觀察以及各種試驗的方法，如下所述。
(1)組織觀察
針對於製得的熱軋鋼板的板厚中央位置、板厚方向1/4位置、板厚方向3/4位置、表面下1mm位置的細微組織，使用掃描型電子顯微鏡(倍率為2000倍)，在各板厚位置進行3個視野以上的觀察以及照相，並且測定了變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、波來鐵的體積百分比。此外，觀察了所製得的熱軋鋼板的細微組織之結果，在本發明例的熱軋鋼板中，並未觀察到作為基礎組織之變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、波來鐵以外的組 織。
將利用上述照相而得的照片，進行圖像解析以區分成變韌肥粒鐵以及變韌肥粒鐵以外的組織，求出在各觀察視野中所佔據的變韌肥粒鐵的面積率，並且將在各板厚位置所求得的面積率的平均值，當作變韌肥粒鐵的體積百分比。此外，以同樣的方式，求出在觀察視野中所佔據的波來鐵的面積率，並且將在各板厚位置所求得的面積率的平均值，當作波來鐵的體積百分比。此外，也以同樣的方式求出多邊形肥粒鐵的體積百分比。變韌肥粒鐵的平均結晶粒徑，是利用圖像解析，對於被識別為變韌肥粒鐵的組織進行圖像解析，以換算成圓直徑的方式來求出的。
殘留沃斯田鐵與麻田散鐵，以掃描型電子顯微鏡觀察時，其對比度並未呈現明顯的差異。因此，首先是採用與上述同樣的方式，求出在觀察視野中所佔據的殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的合計面積率，將在各板厚位置所求得的面積率的平均值，當作殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的合計體積百分比。接下來，利用X光繞射法，求出殘留沃斯田鐵的體積百分比，將前述合計體積百分比減去殘留沃斯田鐵的體積百分比之後剩下的，就當作是麻田散鐵的體積百分比。
此外，殘留沃斯田鐵的體積百分比，是根據下述的X光繞射法來求得的。
與板面保持平行地採取出X光繞射用試驗片，進行研削以及化學研磨，將研磨後的試驗片表面，當作鋼板的板 厚方向1/4位置。然後，使用這種試驗片，利用X光繞射法，求出α的(200)、(211)面、γ的(200)、(220)、(311)面的繞射強度，計算出γ的體積百分比。
(2)拉伸試驗
從所製得的熱軋鋼板的板寬度中央位置，採取出平板狀的全厚度拉伸試驗片(板厚：全厚度、平行部長度：60mm、尺標間距離：50mm、尺標部寬度：38mm)，是以該試驗片的長邊方向是與輥軋方向形成正交的方向(C方向)的方式來採取試驗片，根據ASTM E8M-04的規定，在室溫下實施了拉伸試驗，進行測定拉伸強度TS、降伏強度YS，求出降伏比YR(=YS/TS)。此外，將所製得的電縫鋼管的焊縫位置當成0度的情況下，從位於90度的位置與180度的位置，將鋼管予以切開壓平之後，以鋼管圓周方向作為長邊方向的方式，採取出與上述試驗片相同形狀的拉伸試驗片。接下來，以與上述相同條件實施拉伸試驗，進行測定降伏比，求出位於加工變形不同之90度位置與180度位置之降伏比的差值△YR。熱軋鋼板的拉伸強度TS為650MPa以上、降伏強度YS為555MPa以上、降伏比YR為90%以下，電縫鋼管之90度位置與180度位置的降伏比的差值△YR未滿10%的情況，被評判為「強度、加工後特性穩定性以及低降伏比特性優異的拉伸特性」。
(3)夏比衝擊試驗
從所製得的熱軋鋼板的板厚中央位置，採取出V形溝夏比衝擊試驗片(長度55mm×高度10mm×寬度10mm)，係以該衝擊試驗片的長邊方向是與輥軋方向形成正交的方向(C方向)的方式來採取試驗片，根據日本工業規格JIS Z 2242的規定，實施了夏比衝擊試驗，求出韌脆轉換溫度(℃)。此外，針對於各熱軋鋼板分別採取三個試驗片，將針對三個試驗片所獲得的韌脆轉換溫度的算術平均值當作各熱軋鋼板的韌脆轉換溫度(vTrs)。將vTrs為-80℃以下的情況，評判為「韌性良好」。
如表3所示，發明例的熱軋鋼板，無論是拉伸特性(降伏強度、拉伸強度、降伏比、電縫鋼管降伏比差值)以及韌性(低溫韌性)都顯示為良好。相對於此，比較例的熱軋鋼板，則是在拉伸特性以及韌性(低溫韌性)的其中一方、或者在雙方都無法獲得充分的特性。

Claims (3)

  1. 一種熱軋鋼板，其組成分以質量%計，含有C：0.030%以上0.120%以下、Si：0.05%以上0.50%以下、Mn：1.00%以上2.20%以下、P：0.025%以下、S：0.0050%以下、N：0.0060%以下、Al：0.005%以上0.100%以下、Nb：0.020%以上0.100%以下、Mo：0.05%以上0.50%以下、Ti：0.001%以上0.100%以下、Cr：0.05%以上0.50%以下、Ca：0.0005%以上0.0050%以下，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所組成的，其具有的組織，是以變韌肥粒鐵為主相，第二相是包含麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵，前述主相的體積百分比為90%以上，前述主相的平均結晶粒徑為10μm以下，前述麻田散鐵的體積百分比為0.5%以上9.5%以下，前述殘留沃斯田鐵的體積百分比為0.5%以上9.5%以下，且降伏比為90%以下，降伏強度為555MPa以上，拉伸強度為650MPa以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的熱軋鋼板，除了前述組成分之外，以質量%計，又含有從V：0.001%以上 0.100%以下、Cu：0.001%以上0.50%以下、Ni：0.001%以上1.00%以下、B：0.0040%以下之中所選出的1種以上。
  3. 一種熱軋鋼板之製造方法，係將具有如申請專利範圍第1項或第2項所記載的組成分之連續鑄造鑄片，予以冷卻至600℃以下之後，進行加熱到1050℃以上1300℃以下的溫度範圍，實施初步輥軋以及緊接在該初步輥軋之後，實施在未再結晶溫度範圍內的軋縮率為20%以上85%以下，且將最終精製輥軋結束溫度設定在(Ar3-50℃)以上(Ar3+100℃)以下的溫度範圍的最終精製輥軋，在該最終精製輥軋結束後，進行冷卻，該冷卻的方式為：以板厚中央位置量測，係將從冷卻開始溫度起迄650℃為止的平均冷卻速度設定為10℃/秒以上100℃/秒以下，且將冷卻停止溫度設定為420℃以上650℃以下，在400℃以上650℃以下的溫度範圍內進行捲取，且將捲取後的鋼帶捲作成：重量為20公噸以上，且寬度為1000mm以上的鋼帶捲。
TW103141182A 2013-11-28 2014-11-27 熱軋鋼板及其製造方法 TWI558823B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013245616A JP5783229B2 (ja) 2013-11-28 2013-11-28 熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201527848A true TW201527848A (zh) 2015-07-16
TWI558823B TWI558823B (zh) 2016-11-21

Family

ID=53198630

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW103141182A TWI558823B (zh) 2013-11-28 2014-11-27 熱軋鋼板及其製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10273554B2 (zh)
EP (1) EP3040439B1 (zh)
JP (1) JP5783229B2 (zh)
KR (1) KR101802269B1 (zh)
CN (1) CN105793458B (zh)
TW (1) TWI558823B (zh)
WO (1) WO2015079661A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI628008B (zh) * 2015-11-25 2018-07-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法
TWI661056B (zh) * 2017-11-24 2019-06-01 日商新日鐵住金股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6070642B2 (ja) * 2014-06-20 2017-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
CN104264054B (zh) * 2014-09-19 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级的耐高温管线钢及其制造方法
WO2017017933A1 (ja) 2015-07-27 2017-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102348539B1 (ko) * 2015-12-24 2022-01-07 주식회사 포스코 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
JP6519024B2 (ja) * 2016-05-31 2019-05-29 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
US11377719B2 (en) 2016-06-22 2022-07-05 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for heavy-wall, high-strength line pipe, welded steel pipe for heavy-wall, high-strength line pipe, and method for producing the welded steel pipe
CN106435369B (zh) * 2016-11-29 2018-08-07 武汉钢铁有限公司 一种含Cr的低温韧性优异的正火态耐蚀风电钢及生产方法
JP6565890B2 (ja) * 2016-12-20 2019-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
EP3584337B1 (en) * 2017-02-17 2020-12-23 JFE Steel Corporation High strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR101998952B1 (ko) * 2017-07-06 2019-07-11 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102020415B1 (ko) * 2017-12-24 2019-09-10 주식회사 포스코 저항복비 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
JP6572963B2 (ja) * 2017-12-25 2019-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
EP3733879B1 (en) * 2018-01-30 2021-11-17 JFE Steel Corporation Steel material for line pipes, production method for same, and production method for line pipe
CA3087988C (en) * 2018-01-30 2023-02-28 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe
CN110643894B (zh) * 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
US11732340B2 (en) * 2018-07-31 2023-08-22 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled coated steel sheet
JP6693606B1 (ja) * 2018-08-23 2020-05-13 Ｊｆｅスチール株式会社 角形鋼管およびその製造方法並びに建築構造物
CN112585289B (zh) * 2018-08-23 2022-04-29 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
KR102175575B1 (ko) * 2018-11-26 2020-11-09 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
EP3872205A4 (en) * 2019-02-19 2021-09-01 Nippon Steel Corporation ELECTRICAL RESISTANCE WELDED STEEL PIPE INTENDED FOR A LINE PIPE
DE102019122515A1 (de) * 2019-08-21 2021-02-25 Ilsenburger Grobblech Gmbh Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen Stahl sowie ein Stahlband oder Stahlblech hieraus
CN111155035A (zh) * 2020-02-17 2020-05-15 本钢板材股份有限公司 一种大角度晶界特厚规格x80管线钢及其制备方法
CN111304516B (zh) * 2020-03-05 2021-05-28 中天钢铁集团有限公司 一种高强度高低温冲击韧性吊钩用非调质钢及生产工艺
CN115427589A (zh) * 2020-04-22 2022-12-02 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法
CN114107794B (zh) * 2020-08-31 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级超低碳马氏体加残奥型超高扩孔钢及其制造方法
EP4206345A4 (en) * 2020-10-05 2024-01-17 Jfe Steel Corp ELECTRICAL RESISTANCE WELDED STEEL PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME
CN113549824A (zh) * 2021-06-29 2021-10-26 武汉钢铁有限公司 一种热连轧极限厚度规格高强管线钢板卷及其制造方法
JPWO2023214472A1 (zh) * 2022-05-06 2023-11-09

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2510187B2 (ja) 1987-03-17 1996-06-26 川崎製鉄株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法
AU2783795A (en) 1994-07-08 1996-02-09 Ipsco Inc. Twin-roll caster and rolling mill for use therewith
JP3589071B2 (ja) 1998-03-24 2004-11-17 住友金属工業株式会社 溶接性、強度および靱性に優れた極厚形鋼の製造法
BR0210265B1 (pt) * 2001-06-06 2013-04-09 folha de aÇo galvanizado ou galvanelado com imersço a quente.
JP5011773B2 (ja) 2005-03-24 2012-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法
JP2006299414A (ja) * 2005-03-24 2006-11-02 Jfe Steel Kk 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法
JP5151008B2 (ja) 2005-03-29 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性および溶接部靱性優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
JP4164537B2 (ja) * 2006-12-11 2008-10-15 株式会社神戸製鋼所 高強度薄鋼板
JP5499734B2 (ja) * 2009-01-30 2014-05-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた極厚高張力熱延鋼板およびその製造方法
CA2844718C (en) 2009-01-30 2017-06-27 Jfe Steel Corporation Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof
JP5776398B2 (ja) 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5679114B2 (ja) * 2011-02-24 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5919920B2 (ja) 2011-03-28 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｓｉ含有冷延鋼板の製造方法及び装置
JP5776377B2 (ja) 2011-06-30 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー性に優れたラインパイプ用溶接鋼管向け高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5834717B2 (ja) * 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5900303B2 (ja) 2011-12-09 2016-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JP2013155390A (ja) 2012-01-26 2013-08-15 Jfe Steel Corp 疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013204103A (ja) * 2012-03-29 2013-10-07 Jfe Steel Corp 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI628008B (zh) * 2015-11-25 2018-07-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法
TWI661056B (zh) * 2017-11-24 2019-06-01 日商新日鐵住金股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2015079661A1 (ja) 2015-06-04
TWI558823B (zh) 2016-11-21
KR101802269B1 (ko) 2017-11-28
EP3040439B1 (en) 2018-01-03
EP3040439A4 (en) 2016-10-05
US20160289788A1 (en) 2016-10-06
US10273554B2 (en) 2019-04-30
KR20160090363A (ko) 2016-07-29
CN105793458A (zh) 2016-07-20
JP5783229B2 (ja) 2015-09-24
CN105793458B (zh) 2017-11-24
EP3040439A1 (en) 2016-07-06
JP2015101781A (ja) 2015-06-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI558823B (zh) 熱軋鋼板及其製造方法
JP6260757B1 (ja) ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板
JP5999284B1 (ja) 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管およびその製造方法ならびに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング
JP5679114B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4819185B2 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
WO2018179169A1 (ja) ラインパイプ用アズロール電縫鋼管
JP5644982B1 (ja) 電縫溶接鋼管
JP5011773B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法
JP5834534B2 (ja) 高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼、その製造方法、および高強度低降伏比溶接鋼管
JP6354910B2 (ja) 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法
US10738371B2 (en) As-rolled type K55 electric resistance welded oil well pipe and hot-rolled steel sheet
JP5742123B2 (ja) ラインパイプ用高強度溶接鋼管向け高張力熱延鋼板およびその製造方法
TWI748684B (zh) 電焊鋼管及其製造方法、輸送管以及建築構造物
JP2008274323A (ja) 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
TWI763404B (zh) 電焊鋼管及其製造方法
JP2006299414A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法
JP6519024B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
JP2018178210A (ja) ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法
TW202219292A (zh) 電焊鋼管及其製造方法
CN107429354B (zh) 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
WO2021038632A1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
JP2015224374A (ja) 鋼管杭向け低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法