JPS6137332B2 - - Google Patents
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- JPS6137332B2 JPS6137332B2 JP10068678A JP10068678A JPS6137332B2 JP S6137332 B2 JPS6137332 B2 JP S6137332B2 JP 10068678 A JP10068678 A JP 10068678A JP 10068678 A JP10068678 A JP 10068678A JP S6137332 B2 JPS6137332 B2 JP S6137332B2
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- steel
- coil
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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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は、板厚4.5mmから15mm程度で降伏強度
が30Kg/mm2以上の析出強化型低降伏比熱延鋼板の
製造法に係るものである。 石油またはガス燃料の輪送を目的とした鋼管は
安全性等の観点からますます厳しい規格が取り入
れられるようになつてきた。降伏比（降伏強度を
引張強さで除した値）もその一つで、管の破壊防
止のためには低い方が良いと考えられるようにな
つてきた。特に最近のように輪送効率を上げるた
めに高張力鋼が使われる場合、降伏比の上限規制
は著しい。さらにこの事情は管直径が200ないし
800mm程度の溶接鋼管において著しい。なぜなら
このクラスの鋼管は一般に、直径に対する板厚の
比が大きく造管時の曲げ加工での加工硬化が大き
くまた溶接時の圧着による圧縮歪やさらに拡管、
サイジング等の加工を受けるので、製品としての
鋼管の降伏比はかなり高くなる。一般に加工硬化
により降伏強度は著しく上昇するが、引張強さは
それほど上昇しないので、加工硬化すれば降伏比
が上昇するからである。従つてその素材としての
鋼板もしくは鋼帯の降伏比はあらかじめ加工硬化
相当量を見込むため降伏比0.8以下とか、さらに
極端な場合は0.75以下といつた極めて低いものが
要求されるようになつてきた。 一方、鋼管素材としての鋼板の製造法は厚板ミ
ルもしくはホツトストリツプミルによるが、普通
降伏強度30Kg/mm2以上の高張力鋼にはNb、Ｖ、Ti
等の析出強化元素を用いる。 ところが析出強化は一般に降伏比を高めること
が知られている。これは、微細な析出物が転位の
運動を妨げるためと考えられている。さらにホツ
トストリツプミルで製造する場合、生産性を高め
るため仕上圧延後冷却水により強制冷却を行う。 そのため変態点通過時の冷却速度が早くなり、
結晶が細粒となる。細粒になればペツチの式で知
られるように降伏強度、引張強さともに増すが、
降伏強度の増加程度が大きいので降伏比が高くな
る。 以上のような理由で降伏比が低く降伏強度が30
Kg/mm2以上の析出強化型高張力鋼板をホツトスト
リツプミルで製造することは困難であつた。 本発明者らは種々の実験を重ね研究を行つた結
果、NbもしくはＶのような析出強化元素を含む
鋼においても成分を限定し、特定の熱延条件のも
とで圧延を行うことによつてホツトストリツプミ
ルにおいても降伏比が0.8％以下、さらに必要な
場合は0.75以下の、かつ伸びの優れた高張力鋼を
製造することに成功した。 すなわち、本発明の骨子とするところは、重量
でC0.15〜0.25％、Si0.7％以下、Mn1.5％以下、
Al0.005〜0.080％、さらにNb0.005〜0.03％、も
しくはV0.01〜0.04％を含み、またはNb、Ｖを複
合して含む場合は、その和が0.005〜0.05％とな
るようにし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼を、通常工程でスラブとした後1200℃以
上に加熱し、続いてホツトストリツプミルにて
1000℃以上で粗圧延を終了し、830℃以上900℃以
下で仕上圧延を終了し、続いて５〜20℃／秒の平
均冷却速度で冷却し、550℃〜700℃でコイル状に
巻取ることを特徴とする降伏比0.8以下の低降伏
析出強化型熱延鋼板の製造法および重量でC0.15
〜0.25％、Si0.7％以下、Mn1.5％以下、Al0.005
〜0.080％、さらにNb0.005〜0.03％、もしくは
V0.01〜0.04％を含み、またはNb、Ｖを複合して
含む場合は、その和が0.005〜0.05％となるよう
にし、さらにNi0.5％以下、Mo0.5％以下、Cu0.5
％以下、REM0.1％以下、Zr0.1％以下、Ca、0.02
％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
および不可避的不純物からなる鋼を、通常工程で
スラブとした後、1200℃以上に加熱し、続いてホ
ツトストリツプミルにて1000℃以上で粗圧延を終
了し、830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、
続いて５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、
550℃〜700℃でコイル状に巻取ることを特徴とす
る降伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱延鋼板
の製造法および重量でC0.15〜0.25％、Si0.7％以
下、Mn1.5％以下、Al0.005〜0.080％、さらに
Nb0.005〜0.03％、もしくはV0.01〜0.04％を含み
またはNb、Ｖを複合して含む場合は、その和が
0.005〜0.05％となるようにし、残部がFeおよび
不可避的不純物からなる鋼を通常工程でスラブと
した後、1200℃以上に加熱し、続いてホツトスト
リツプミルにて1000℃以上で粗圧延を終了し、
830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、続いて
５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、550℃〜
700℃でコイル状に巻取り、しかる後コイルを巻
戻し最大表面曲げ歪0.6〜2.0％の曲げ変形を与え
ながら矯正した後切板とすることを特徴とする降
伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱延鋼板の製
造法および重量でC0.15〜0.25％、Si0.7％以下、
Mn1.5％以下、Al0.005〜0.080％、さらに
Nb0.005〜0.03％、もしくはV0.01〜0.04％を含み
またはNb、Ｖを複合して含む場合は、その和が
0.005〜0.05％となるようにし、さらにNi0.5％以
下、Mo0.5％以下、Cu0.5％以下、REM0.1％以
下、Zr0.1％以下、Ca0.02％以下の１種または２
種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる鋼を通常工程でスラブとした後、1200℃
以上に加熱し、続いてホツトストリツプミルにて
1000℃以上で粗圧延を終了し、830℃以上900℃以
下で仕上圧延を終了し、続いて５〜20℃／秒の平
均冷却速度で冷却し、550℃〜700℃でコイル状に
巻取り、しかる後コイルを巻戻し最大表面曲げ歪
0.6〜2.0％の曲げ変形を与えながら矯正した後切
板とすることを特徴とする降伏比0.8以下の低降
伏比析出強化型熱延鋼板の製造法である。 また、本発明による鋼の成分系は製鋼での介在
物減少対策になんら支障にならずむしろ介在物を
減らす傾向にあり、そのため電縫溶接鋼管で最も
問題となる溶接の衝合部の超音波探傷欠陥も著し
く低くできる。さらにホツトストリツプミル製品
を使用するため板厚精度がよくそのため鋼管とし
ての寸法精度も良いことなど、本発明による鋼板
は鋼管用素材として種々の優れた特徴を有する。 次に本発明の構成要件の効果の説明と数値限定
理由の説明を行う。 まず成分であるが、Ｃは従来のこの種の鋼より
も高目に設定している。その理由はパーライト体
積率を高めパーライトによる強度上昇をはかる目
的と、製鋼上のＣ−Ｏ（炭素−酸素）バランスか
らＯ（酸素）を下げ鋼を清浄にするためである。
0.15％未満ではその効果が不十分であり、また
0.25％を越えると鋼の靭性が劣化し、またスラブ
加熱時にNbやＶの炭窒化物が十分固溶せず、析
出強化元素が効果を発揮しない。次にSiとMnは
鋼に置換型固溶し固溶体強化する。SiおよびMn
がそれぞれ0.7％と1.5％を超えると、鋼の靭性、
特に溶接部の靭性を劣化させる。適当な量のSiお
よびMnは鋼の靭性、延性および溶接性を向上さ
せるので、これらの特性が厳しく要求される場合
には、Siを0.1〜0.5％、Mnを0.7〜1.2％の範囲と
することが好ましい。またAlは脱酸のため必要
である。特に本発明の場合のように電縫溶接鋼管
に用いられる場合、鋼板端部が溶接衝合部とな
り、その場所での巨大な介在物は致命欠陥とな
る。 よつてAlで十分脱酸し、かつ脱酸生成物が溶
鋼中にとどまらないように十分浮上する必要があ
る。そのためには、Alの量が重要であり0.005％
未満では十分脱酸できず、また0.080％を越すと
Al2O3を中心とした脱酸生成物が鋼中に残存する
量が増すので、Al量を0.005〜0.080％とした。よ
り厳しい介在物制御が必要な場合には、Alは0.01
〜0.04％が好ましい。次にNb、Ｖは析出強化元
素として鋼を強化するので降伏強さ30Kg/mm2以上
の高張力鋼においては必須である。しかしなが
ら、前述したように析出強化は通常降伏比を高め
るため、他の条件とのバランスを考慮に入れて極
力低く抑えている。すなわちNbの上限値0.03
％、Ｖの上限値0.04％、およびNb、Ｖを複合し
て用いる場合の上限値0.05％を越えると析出強化
の効果が大きくなりすぎて他の条件を考慮しても
降伏比0.8以下は達成されない。降伏比0.75以下
を達成するには、上記の値はそれぞれ0.025％、
（Nbの場合）、0.03％（Ｖの場合）、0.04％（Nb＋
Ｖの場合）が好ましい。 またこれらの元素の下限値0.005％（Nbの場
合）、0.01％（Ｖの場合）、0.005％（Nb＋Ｖの場
合）未満では析出強化が発揮されない。さらに必
要に応じてNi0.5％以下、Mo0.5％以下、Cu0.5％
以下、REM0.1％以下、Zr0.1％以下、Oa0.02％
以下の１種または２種以上を添加してよい。
Ni、Moは固溶体強化元素として降伏比を下げる
効果を有するので、１種または２種以上添加して
よい。それぞれ0.5％を越えると溶接性が悪くな
るほか鋼が非常に高価になり経済性の観点から好
ましくない。また、Cuは耐食性を向上させるの
で、必要に応じて添加してよい。0.5％を越える
と効果が飽和するので上限は0.5％である。さら
にREM、Zr、Caは硫化物介在物を熱間で非可塑
性とし、結果的に球状化するため圧延方向に直角
方向の延性、靭性を向上させるので適宜添加して
よい。その上限値は効果の飽和する点で決められ
ている。 以上の他に特別な介在物対策が必要とされる用
途に対しては、不純物元素としてのＳを0.015％
以下、O0.0030％以下としかつ重量でMnがＣの
３〜６培、Siの３〜９倍とすることが好ましい。 次に熱延条件の説明を行う。まず、加熱温度で
あるが、NbもしくはＶの炭窒化物を十分固溶さ
せるため、1200℃以上の高温にする必要がある。
特に本発明の場合、降伏比を下げるためＣを高目
にしているため、炭窒化物が固溶しにくく加熱温
度は重要である。次に圧延温度は成分との組合せ
で低降伏比を与えるので非常に重要である。粗圧
延は1000℃以上で行うことが必要である。1000℃
未満で粗圧延を行うとオーステナイト粒が細粒に
なり、続く仕上圧延、冷却により非常に微細なフ
エライト粒が得られ降伏比を低くできない。好ま
しくは1040℃以上で粗圧延を終了すべきである。
続いて仕上圧延であるが、この温度が低すぎると
オーステナイト粒中にフエライト粒の核生成頻度
が増し、その結果、フエライト粒が微細になりす
ぎて降伏比が高くなる。その意味で830℃以上で
仕上圧延を行う必要がある。しかしながら微細な
フエライト粒は靭性にとつては好ましいので、仕
上圧延温度をむやみに高くすることはできない。
900℃を越えると粗大でかつ混粒のフエライトが
生じ鋼の靭性の上から許容できない。これらの圧
延条件は降伏比を低くするため次の冷却条件との
兼ね合いで決められている。厚板ミルのように、
仕上圧延後空冷されるような工程では変態点通過
時の冷却速度が小さく、比較的大きなフエライト
粒が変態によつて得られるので、降伏比は比較的
低くなる。ホツトストリツプミルでは、この意味
から冷却速度を制限する必要があり、平均冷却速
度が20℃／秒を越えると、降伏比0.80以下を達成
できない。好ましくは15℃／秒以下がよい。また
平均冷却速度の下限値は５℃／秒である。５℃／
秒未満の冷却速度では生産性が下がりホツトスト
リツプミルで製造する意義が失なわれる。最後に
巻取温度は、NbもしくはＶまたはその両者の炭
窒化物とが最も微細に析出する温度域である550
〜700℃にする必要がある。550℃未満では析出が
十分でなく700℃を越えると析出物が粗大になり
析出強化が十分発揮されない。なお、スラブ加熱
温度、粗圧延終了温度の上限は特に記していな
い。これは通常のホツトストリツプミルで取り得
る上限値までその効果が発揮されるためである。
それぞれの上限値は約1330℃および1150℃であ
る。 以上本発明の構成要件の限定理由を述べたが、
さらに二、三補足すると、本発明による鋼は転炉
で出鋼するのが一般的である。その後、DH法ま
たはRH法による真空脱ガスにより鋼を清浄化す
ることは好ましい。続いて造塊、分塊によりスラ
ブとするか連続鋳造によりスラブとして熱延工程
に入る。次に本発明に従つて熱延コイルとなる。
熱延コイルはそのまゝ造管工程に供されるか、も
しくはコイルを巻戻し切板とされて造管工程に供
される。コイルを巻戻して切板とする場合は、最
大表面曲げ歪が0.6〜2.0％となるように繰り返し
曲げ加工（レベラー加工）によつて矯正して切板
とすることが切板の平担度が良好となり、降伏比
も低くなるので好ましい。 続いて本発明の効果を実施例で説明する。 実施例 １ まず本発明における成分の影響を実施例１で説
明する、第１表に示す化学成分を含む鋼を転炉で
溶製し造塊、分塊を行い本発明による熱延を行つ
た。熱延条件としては1230℃でスラブを加熱し、
続いて５スタンドの粗圧延機で一方向の粗圧延を
行つた。粗圧延終了温度は1050℃である。続いて
７スタンドのタンデム圧延機から成る仕上圧延を
行つた。仕上圧延終了温度は850℃で製品の板厚
は8.0mmである。続いて平均冷却速度10℃／秒で
冷却し、630℃でコイル状に巻取つた。 その時の材料の機械的性質を第２表に示す。 引張試験片はJISZ22015号試験片を用いた。表
中、YS、TS、El、YRはそれぞれ降伏強度、引
張強さ、伸び、降伏比（YS／TS）を表わす。ま
た引張試験片の方向は、圧延方向と直角にとつ
た。 第２表中〇印をつけた符号Ａ、Ｈ、Ｉは本発明
に基づく成分を本発明に基づく方法で製造したも
のである。符号Ｂ〜Ｆは本発明とは成分が異な
る。この表から明らかなように、本発明によれ
ば、YR0.8以下、降伏強度30Kg/mm2以上の高張力
鋼板を要求して得ることが出来る。さらに第１図
に示すように、本発明による鋼板は同一TSに対
するElが優れており、種々の鋼管の矯正、サイ
ジング等に耐えることがわかる。
が30Kg/mm2以上の析出強化型低降伏比熱延鋼板の
製造法に係るものである。 石油またはガス燃料の輪送を目的とした鋼管は
安全性等の観点からますます厳しい規格が取り入
れられるようになつてきた。降伏比（降伏強度を
引張強さで除した値）もその一つで、管の破壊防
止のためには低い方が良いと考えられるようにな
つてきた。特に最近のように輪送効率を上げるた
めに高張力鋼が使われる場合、降伏比の上限規制
は著しい。さらにこの事情は管直径が200ないし
800mm程度の溶接鋼管において著しい。なぜなら
このクラスの鋼管は一般に、直径に対する板厚の
比が大きく造管時の曲げ加工での加工硬化が大き
くまた溶接時の圧着による圧縮歪やさらに拡管、
サイジング等の加工を受けるので、製品としての
鋼管の降伏比はかなり高くなる。一般に加工硬化
により降伏強度は著しく上昇するが、引張強さは
それほど上昇しないので、加工硬化すれば降伏比
が上昇するからである。従つてその素材としての
鋼板もしくは鋼帯の降伏比はあらかじめ加工硬化
相当量を見込むため降伏比0.8以下とか、さらに
極端な場合は0.75以下といつた極めて低いものが
要求されるようになつてきた。 一方、鋼管素材としての鋼板の製造法は厚板ミ
ルもしくはホツトストリツプミルによるが、普通
降伏強度30Kg/mm2以上の高張力鋼にはNb、Ｖ、Ti
等の析出強化元素を用いる。 ところが析出強化は一般に降伏比を高めること
が知られている。これは、微細な析出物が転位の
運動を妨げるためと考えられている。さらにホツ
トストリツプミルで製造する場合、生産性を高め
るため仕上圧延後冷却水により強制冷却を行う。 そのため変態点通過時の冷却速度が早くなり、
結晶が細粒となる。細粒になればペツチの式で知
られるように降伏強度、引張強さともに増すが、
降伏強度の増加程度が大きいので降伏比が高くな
る。 以上のような理由で降伏比が低く降伏強度が30
Kg/mm2以上の析出強化型高張力鋼板をホツトスト
リツプミルで製造することは困難であつた。 本発明者らは種々の実験を重ね研究を行つた結
果、NbもしくはＶのような析出強化元素を含む
鋼においても成分を限定し、特定の熱延条件のも
とで圧延を行うことによつてホツトストリツプミ
ルにおいても降伏比が0.8％以下、さらに必要な
場合は0.75以下の、かつ伸びの優れた高張力鋼を
製造することに成功した。 すなわち、本発明の骨子とするところは、重量
でC0.15〜0.25％、Si0.7％以下、Mn1.5％以下、
Al0.005〜0.080％、さらにNb0.005〜0.03％、も
しくはV0.01〜0.04％を含み、またはNb、Ｖを複
合して含む場合は、その和が0.005〜0.05％とな
るようにし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼を、通常工程でスラブとした後1200℃以
上に加熱し、続いてホツトストリツプミルにて
1000℃以上で粗圧延を終了し、830℃以上900℃以
下で仕上圧延を終了し、続いて５〜20℃／秒の平
均冷却速度で冷却し、550℃〜700℃でコイル状に
巻取ることを特徴とする降伏比0.8以下の低降伏
析出強化型熱延鋼板の製造法および重量でC0.15
〜0.25％、Si0.7％以下、Mn1.5％以下、Al0.005
〜0.080％、さらにNb0.005〜0.03％、もしくは
V0.01〜0.04％を含み、またはNb、Ｖを複合して
含む場合は、その和が0.005〜0.05％となるよう
にし、さらにNi0.5％以下、Mo0.5％以下、Cu0.5
％以下、REM0.1％以下、Zr0.1％以下、Ca、0.02
％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
および不可避的不純物からなる鋼を、通常工程で
スラブとした後、1200℃以上に加熱し、続いてホ
ツトストリツプミルにて1000℃以上で粗圧延を終
了し、830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、
続いて５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、
550℃〜700℃でコイル状に巻取ることを特徴とす
る降伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱延鋼板
の製造法および重量でC0.15〜0.25％、Si0.7％以
下、Mn1.5％以下、Al0.005〜0.080％、さらに
Nb0.005〜0.03％、もしくはV0.01〜0.04％を含み
またはNb、Ｖを複合して含む場合は、その和が
0.005〜0.05％となるようにし、残部がFeおよび
不可避的不純物からなる鋼を通常工程でスラブと
した後、1200℃以上に加熱し、続いてホツトスト
リツプミルにて1000℃以上で粗圧延を終了し、
830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、続いて
５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、550℃〜
700℃でコイル状に巻取り、しかる後コイルを巻
戻し最大表面曲げ歪0.6〜2.0％の曲げ変形を与え
ながら矯正した後切板とすることを特徴とする降
伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱延鋼板の製
造法および重量でC0.15〜0.25％、Si0.7％以下、
Mn1.5％以下、Al0.005〜0.080％、さらに
Nb0.005〜0.03％、もしくはV0.01〜0.04％を含み
またはNb、Ｖを複合して含む場合は、その和が
0.005〜0.05％となるようにし、さらにNi0.5％以
下、Mo0.5％以下、Cu0.5％以下、REM0.1％以
下、Zr0.1％以下、Ca0.02％以下の１種または２
種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる鋼を通常工程でスラブとした後、1200℃
以上に加熱し、続いてホツトストリツプミルにて
1000℃以上で粗圧延を終了し、830℃以上900℃以
下で仕上圧延を終了し、続いて５〜20℃／秒の平
均冷却速度で冷却し、550℃〜700℃でコイル状に
巻取り、しかる後コイルを巻戻し最大表面曲げ歪
0.6〜2.0％の曲げ変形を与えながら矯正した後切
板とすることを特徴とする降伏比0.8以下の低降
伏比析出強化型熱延鋼板の製造法である。 また、本発明による鋼の成分系は製鋼での介在
物減少対策になんら支障にならずむしろ介在物を
減らす傾向にあり、そのため電縫溶接鋼管で最も
問題となる溶接の衝合部の超音波探傷欠陥も著し
く低くできる。さらにホツトストリツプミル製品
を使用するため板厚精度がよくそのため鋼管とし
ての寸法精度も良いことなど、本発明による鋼板
は鋼管用素材として種々の優れた特徴を有する。 次に本発明の構成要件の効果の説明と数値限定
理由の説明を行う。 まず成分であるが、Ｃは従来のこの種の鋼より
も高目に設定している。その理由はパーライト体
積率を高めパーライトによる強度上昇をはかる目
的と、製鋼上のＣ−Ｏ（炭素−酸素）バランスか
らＯ（酸素）を下げ鋼を清浄にするためである。
0.15％未満ではその効果が不十分であり、また
0.25％を越えると鋼の靭性が劣化し、またスラブ
加熱時にNbやＶの炭窒化物が十分固溶せず、析
出強化元素が効果を発揮しない。次にSiとMnは
鋼に置換型固溶し固溶体強化する。SiおよびMn
がそれぞれ0.7％と1.5％を超えると、鋼の靭性、
特に溶接部の靭性を劣化させる。適当な量のSiお
よびMnは鋼の靭性、延性および溶接性を向上さ
せるので、これらの特性が厳しく要求される場合
には、Siを0.1〜0.5％、Mnを0.7〜1.2％の範囲と
することが好ましい。またAlは脱酸のため必要
である。特に本発明の場合のように電縫溶接鋼管
に用いられる場合、鋼板端部が溶接衝合部とな
り、その場所での巨大な介在物は致命欠陥とな
る。 よつてAlで十分脱酸し、かつ脱酸生成物が溶
鋼中にとどまらないように十分浮上する必要があ
る。そのためには、Alの量が重要であり0.005％
未満では十分脱酸できず、また0.080％を越すと
Al2O3を中心とした脱酸生成物が鋼中に残存する
量が増すので、Al量を0.005〜0.080％とした。よ
り厳しい介在物制御が必要な場合には、Alは0.01
〜0.04％が好ましい。次にNb、Ｖは析出強化元
素として鋼を強化するので降伏強さ30Kg/mm2以上
の高張力鋼においては必須である。しかしなが
ら、前述したように析出強化は通常降伏比を高め
るため、他の条件とのバランスを考慮に入れて極
力低く抑えている。すなわちNbの上限値0.03
％、Ｖの上限値0.04％、およびNb、Ｖを複合し
て用いる場合の上限値0.05％を越えると析出強化
の効果が大きくなりすぎて他の条件を考慮しても
降伏比0.8以下は達成されない。降伏比0.75以下
を達成するには、上記の値はそれぞれ0.025％、
（Nbの場合）、0.03％（Ｖの場合）、0.04％（Nb＋
Ｖの場合）が好ましい。 またこれらの元素の下限値0.005％（Nbの場
合）、0.01％（Ｖの場合）、0.005％（Nb＋Ｖの場
合）未満では析出強化が発揮されない。さらに必
要に応じてNi0.5％以下、Mo0.5％以下、Cu0.5％
以下、REM0.1％以下、Zr0.1％以下、Oa0.02％
以下の１種または２種以上を添加してよい。
Ni、Moは固溶体強化元素として降伏比を下げる
効果を有するので、１種または２種以上添加して
よい。それぞれ0.5％を越えると溶接性が悪くな
るほか鋼が非常に高価になり経済性の観点から好
ましくない。また、Cuは耐食性を向上させるの
で、必要に応じて添加してよい。0.5％を越える
と効果が飽和するので上限は0.5％である。さら
にREM、Zr、Caは硫化物介在物を熱間で非可塑
性とし、結果的に球状化するため圧延方向に直角
方向の延性、靭性を向上させるので適宜添加して
よい。その上限値は効果の飽和する点で決められ
ている。 以上の他に特別な介在物対策が必要とされる用
途に対しては、不純物元素としてのＳを0.015％
以下、O0.0030％以下としかつ重量でMnがＣの
３〜６培、Siの３〜９倍とすることが好ましい。 次に熱延条件の説明を行う。まず、加熱温度で
あるが、NbもしくはＶの炭窒化物を十分固溶さ
せるため、1200℃以上の高温にする必要がある。
特に本発明の場合、降伏比を下げるためＣを高目
にしているため、炭窒化物が固溶しにくく加熱温
度は重要である。次に圧延温度は成分との組合せ
で低降伏比を与えるので非常に重要である。粗圧
延は1000℃以上で行うことが必要である。1000℃
未満で粗圧延を行うとオーステナイト粒が細粒に
なり、続く仕上圧延、冷却により非常に微細なフ
エライト粒が得られ降伏比を低くできない。好ま
しくは1040℃以上で粗圧延を終了すべきである。
続いて仕上圧延であるが、この温度が低すぎると
オーステナイト粒中にフエライト粒の核生成頻度
が増し、その結果、フエライト粒が微細になりす
ぎて降伏比が高くなる。その意味で830℃以上で
仕上圧延を行う必要がある。しかしながら微細な
フエライト粒は靭性にとつては好ましいので、仕
上圧延温度をむやみに高くすることはできない。
900℃を越えると粗大でかつ混粒のフエライトが
生じ鋼の靭性の上から許容できない。これらの圧
延条件は降伏比を低くするため次の冷却条件との
兼ね合いで決められている。厚板ミルのように、
仕上圧延後空冷されるような工程では変態点通過
時の冷却速度が小さく、比較的大きなフエライト
粒が変態によつて得られるので、降伏比は比較的
低くなる。ホツトストリツプミルでは、この意味
から冷却速度を制限する必要があり、平均冷却速
度が20℃／秒を越えると、降伏比0.80以下を達成
できない。好ましくは15℃／秒以下がよい。また
平均冷却速度の下限値は５℃／秒である。５℃／
秒未満の冷却速度では生産性が下がりホツトスト
リツプミルで製造する意義が失なわれる。最後に
巻取温度は、NbもしくはＶまたはその両者の炭
窒化物とが最も微細に析出する温度域である550
〜700℃にする必要がある。550℃未満では析出が
十分でなく700℃を越えると析出物が粗大になり
析出強化が十分発揮されない。なお、スラブ加熱
温度、粗圧延終了温度の上限は特に記していな
い。これは通常のホツトストリツプミルで取り得
る上限値までその効果が発揮されるためである。
それぞれの上限値は約1330℃および1150℃であ
る。 以上本発明の構成要件の限定理由を述べたが、
さらに二、三補足すると、本発明による鋼は転炉
で出鋼するのが一般的である。その後、DH法ま
たはRH法による真空脱ガスにより鋼を清浄化す
ることは好ましい。続いて造塊、分塊によりスラ
ブとするか連続鋳造によりスラブとして熱延工程
に入る。次に本発明に従つて熱延コイルとなる。
熱延コイルはそのまゝ造管工程に供されるか、も
しくはコイルを巻戻し切板とされて造管工程に供
される。コイルを巻戻して切板とする場合は、最
大表面曲げ歪が0.6〜2.0％となるように繰り返し
曲げ加工（レベラー加工）によつて矯正して切板
とすることが切板の平担度が良好となり、降伏比
も低くなるので好ましい。 続いて本発明の効果を実施例で説明する。 実施例 １ まず本発明における成分の影響を実施例１で説
明する、第１表に示す化学成分を含む鋼を転炉で
溶製し造塊、分塊を行い本発明による熱延を行つ
た。熱延条件としては1230℃でスラブを加熱し、
続いて５スタンドの粗圧延機で一方向の粗圧延を
行つた。粗圧延終了温度は1050℃である。続いて
７スタンドのタンデム圧延機から成る仕上圧延を
行つた。仕上圧延終了温度は850℃で製品の板厚
は8.0mmである。続いて平均冷却速度10℃／秒で
冷却し、630℃でコイル状に巻取つた。 その時の材料の機械的性質を第２表に示す。 引張試験片はJISZ22015号試験片を用いた。表
中、YS、TS、El、YRはそれぞれ降伏強度、引
張強さ、伸び、降伏比（YS／TS）を表わす。ま
た引張試験片の方向は、圧延方向と直角にとつ
た。 第２表中〇印をつけた符号Ａ、Ｈ、Ｉは本発明
に基づく成分を本発明に基づく方法で製造したも
のである。符号Ｂ〜Ｆは本発明とは成分が異な
る。この表から明らかなように、本発明によれ
ば、YR0.8以下、降伏強度30Kg/mm2以上の高張力
鋼板を要求して得ることが出来る。さらに第１図
に示すように、本発明による鋼板は同一TSに対
するElが優れており、種々の鋼管の矯正、サイ
ジング等に耐えることがわかる。
【表】
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
次に実施例２で熱延条件の効果について説明す
る。 第３表に示す成分の鋼を転炉で出鋼し造塊、分
塊工程を経て、スラブとした。続いて1250℃で加
熱後、第４表に示す熱延条件で熱延を行つた。板
厚はいずれも8.0mmであつた。その後矯正ライン
で最大表面曲げ歪10％の曲げ変形を与えて矯正後
切板とした。表中番号１、２は本発明によるもの
である。番号３は圧延温度が、番号４は仕上後の
冷却速度が本発明と異なる。第４表中の機械的性
質に示すように、本発明によれば安定して低降伏
比の高張力鋼板が得られている。この鋼板は、ひ
き続いて電縫鋼管に成形、溶接され、続いて拡
管、サイジングされて製品鋼管となつたが鋼管と
しての機械的性質、真円度、真直度等の品質全般
にわたり良好であつた。
る。 第３表に示す成分の鋼を転炉で出鋼し造塊、分
塊工程を経て、スラブとした。続いて1250℃で加
熱後、第４表に示す熱延条件で熱延を行つた。板
厚はいずれも8.0mmであつた。その後矯正ライン
で最大表面曲げ歪10％の曲げ変形を与えて矯正後
切板とした。表中番号１、２は本発明によるもの
である。番号３は圧延温度が、番号４は仕上後の
冷却速度が本発明と異なる。第４表中の機械的性
質に示すように、本発明によれば安定して低降伏
比の高張力鋼板が得られている。この鋼板は、ひ
き続いて電縫鋼管に成形、溶接され、続いて拡
管、サイジングされて製品鋼管となつたが鋼管と
しての機械的性質、真円度、真直度等の品質全般
にわたり良好であつた。
【表】
【表】
以上のように、本発明は析出強化元素を用いな
がら鋼管用の品質特性として近年重要になりつゝ
ある降伏比を十分低めた降伏強度30Kg/mm2以上の
高張力熱延鋼板を安定して製造できる方法であ
る。
がら鋼管用の品質特性として近年重要になりつゝ
ある降伏比を十分低めた降伏強度30Kg/mm2以上の
高張力熱延鋼板を安定して製造できる方法であ
る。
第１図は縦軸に伸び、横軸に引張強さを取り強
度と延性の関係を表わしたものである。図中〇印
は本発明による鋼板、●印は比較鋼板を表わす。
度と延性の関係を表わしたものである。図中〇印
は本発明による鋼板、●印は比較鋼板を表わす。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣ 0.15〜0.25％、 Si 0.7％以下、 Mn 1.5％以下、 Al 0.005〜0.080％、 さらに Nb 0.005〜0.03％、 もしくは Ｖ 0.01〜0.04％ を含み、またはNb、Ｖを複合して含む場合は、
その和が0.005〜0.05％となるようにし、残部が
Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、通常工
程でスラブとした後1200℃以上に加熱し、続いて
ホツトストリツプミルに1000℃以上で粗圧延を終
了し、830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、
続いて５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、
550℃〜700℃でコイル状に巻取ることを特徴とす
る降伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱延鋼板
の製造法。 ２ 重量でＣ 0.15〜0.25％、 Si 0.7％以下、 Mn 1.5％以下、 Al 0.005〜0.080％、 さらに Nb 0.005〜0.03％、 もしくは Ｖ 0.01〜0.04％ を含み、またはNb、Ｖを複合して含む場合は、
その和が0.005〜0.05％となるようにし、さらに Ni 0.5％以下、 Mo 0.5％以下、 Cu 0.5％以下、 REM 0.1％以下、 Zr 0.1％以下、 Ca 0.02％以下、 の１種または２種以上を含み、残部がFeおよび
不可避的不純物からなる鋼を、通常工程でスラブ
とした後1200℃以上に加熱し、続いてホツトスト
リツプミルにて1000℃以上で粗圧延を終了し、
830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、続いて
５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、550℃〜
700℃でコイル状に巻取ることを特徴とする降伏
比0.8以下の低降状比析出強化型熱延鋼板の製造
法。 ３ 重量でＣ 0.15〜0.25％、 Si 0.7％以下、 Mn 1.5％以下、 Al 0.005〜0.080％、 さらに Nb 0.005〜0.03％、 もしくは Ｖ 0.01〜0.04％ を含み、またはNb、Ｖを複合して含む場合は、
その和が0.005〜0.05％となるようにし、残部が
Feおよび不可避的不純物からなる鋼を通常工程
でスラブとした後、1200℃以上に加熱し、続いて
ホツトストリツプミルにて1000℃以上で粗圧延を
終了し、830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了
し、続いて５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却
し、550℃〜700℃でコイル状に巻取り、しかる後
コイルを巻戻し最大表面曲げ歪0.6〜2.0％の曲げ
変形を与えながら矯正した後切板とすることを特
徴とする降伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱
延鋼板の製造法。 ４ 重量でＣ 0.15〜0.25％、 Si 0.7％以下、 Mn 1.5％以下、 Al 0.005〜0.080％、 さらに Nb 0.005〜0.03％、 もしくは Ｖ 0.01〜0.04％ を含み、またはNb、Ｖを複合して含む場合はそ
の和が0.005〜0.05％となるようにし、さらに Ni 0.5％以下、 Mo 0.5％以下、 Cu 0.5％以下、 REM 0.1％以下、 Zr 0.1％以下、 Ca 0.02％以下 の１種または２種以上を含み、残部がFeおよび
不可避的不純物からなる鋼を通常工程でスラブと
した後、1200℃以上に加熱し、続いてホツトスト
リツプミルにて1000℃以上で粗圧延を終了し、
830℃以上900℃以下で仕上圧延を終了し、続いて
５〜20℃／秒の平均冷却速度で冷却し、550℃〜
700℃でコイル状に巻取り、しかる後コイルを巻
取し最大表面曲げ歪0.6〜2.0％の曲げ変形を与え
ながら矯正した後切板とすることを特徴とする降
伏比0.8以下の低降伏比析出強化型熱延鋼板の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10068678A JPS5528336A (en) | 1978-08-18 | 1978-08-18 | Manufacture of hot rolled precipitation hardening type steel sheet of low yield ratio of 0.8 or less |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10068678A JPS5528336A (en) | 1978-08-18 | 1978-08-18 | Manufacture of hot rolled precipitation hardening type steel sheet of low yield ratio of 0.8 or less |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5528336A JPS5528336A (en) | 1980-02-28 |
| JPS6137332B2 true JPS6137332B2 (ja) | 1986-08-23 |
Family
ID=14280610
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10068678A Granted JPS5528336A (en) | 1978-08-18 | 1978-08-18 | Manufacture of hot rolled precipitation hardening type steel sheet of low yield ratio of 0.8 or less |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5528336A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56139626A (en) * | 1980-03-31 | 1981-10-31 | Kobe Steel Ltd | Production of hot-rolled steel plate of superior strength-ductility balance |
| US4990196A (en) * | 1988-06-13 | 1991-02-05 | Nippon Steel Corporation | Process for manufacturing building construction steel having excellent fire resistance and low yield ratio |
| JP2006169173A (ja) * | 2004-12-16 | 2006-06-29 | Toyobo Co Ltd | シート状パック材の使用方法 |
-
1978
- 1978-08-18 JP JP10068678A patent/JPS5528336A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5528336A (en) | 1980-02-28 |
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