JPH0148335B2 - - Google Patents
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- JPH0148335B2 JPH0148335B2 JP18977684A JP18977684A JPH0148335B2 JP H0148335 B2 JPH0148335 B2 JP H0148335B2 JP 18977684 A JP18977684 A JP 18977684A JP 18977684 A JP18977684 A JP 18977684A JP H0148335 B2 JPH0148335 B2 JP H0148335B2
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利分野）
この発明は、石油、天然ガスなどの輸送を行う
パイプラインに使用するラインパイプ用コイル、
すなわち耐水素誘起割れ特性及びじん性に優れた
高強度極厚コイルの製造方法を技術内容とする。 近年、例えばサワーガス用ラインパイプは大規
模サワーガス井戸の開発に伴いサワーガスを消費
地まで長距離輸送するため、ラインパイプは大径
厚肉化の傾向にあり、高張力化の如き強度の向上
が図られている。 また、ラインパイプ内を流れる石油、天然ガス
などにH2S多量に含まれている場合、ラインパイ
プのいわゆる水素誘起割れ（Hydrogen Induced
Cracking、以下HICと略す）に起因する漏洩事
故や爆発事故がしばしば発生して問題になつてい
る。 このHICは、従来知られている高張力鋼のいわ
ゆる硫化物腐食割れとは異なる現象であつて、ほ
とんど応力が負荷されていない状態でも認めら
れ、また鋼材の強度や硬度にほとんど影響されず
に発生するのが特徴である。 今迄の研究によると、HICは、環境から腐食に
ともなつて鋼中に浸入した水素が非金属介在物と
地鉄の境界に集まり、そのガス圧によつて生じる
ものであり非金属介在物のうち介在物先端の形状
効果（切欠き効果）による応力集中が生じやすい
MnSなどのいわゆるＡ系硫化物介在物がHICに
対して最も有害である。このようにHICは、
MnSの量および展延度と強い相関があり、伸長
したMnSが少ない程割れ感受性は低下する。 さらに、石油、天然ガスなどのエネルギー資源
の開発が寒冷地においても広範囲に行われるよう
になり、ラインパイプを低温下に設置するため、
じん性に対する要求も高まつてきている。 このように、ラインパイプには様々な特性が要
求されているため、ラインパイプ用のコイルは強
度の勿論のこと、耐HIC特性に優れていることが
要求され、場合によつてはじん性に対する要求も
厳しいものがある。 （従来の技術） 従来この種コイルの製造は、通常次の諸条件下
で行つていた。 (1) Nbのような結晶粒微細化元素を添加、 (2) スラブ加熱温度を低くする、 (3) 仕上圧延における仕上ミル入側温度（以下
FETと略す）を950℃以下に規制し、シートバ
ー厚を厚くして仕上圧下率を大きくする、 (4) 仕上圧延における仕上ミル出側温度（以下
FDTと略す）を低くする、及び (5) 巻取温度（以下CTと略す）を低くする。 上記諸条件は、良好なじん性を得ることができ
るが、反面次のような耐HIC特性の劣化という問
題があつた。 まず、スラブ加熱温度を低くするとじん性は向
上するが、Nbが完全固溶しないため、圧延過程
でNbCが析出せず強度が低下する。この強度の
低下を補うにはMnを増加すればよいが、Mnの
増加はMnSの生成を招くため、耐HIC特性には
不利となる。 コイルの板厚が厚い場合に圧下率を大きくする
と、圧延時の抵抗が大きくなりすぎて圧延不能と
なる。 FDTを下げるとベイナイト組織となり、耐
HIC特性が劣化する。 CTを下げると、やはりベイナイト組織となり
耐HIC特性が劣化する。 （発明が解決しようとする問題点） そこでこの発明では、強度とともに耐HIC特性
にも優れた極厚コイルを製造する方法を提供する
ことを目的とする。 さらにこの発明では、上記特性に加えてじん性
に対しても優れた極厚コイルの製造方法を提供す
ることも目的とする。 （問題点を解決するための手段） この発明は上記問題点を解決するために、Ｃ：
0.15wt％（以下単に％と示す）以下、Si：0.05〜
0.50％、Mn：0.50〜1.50％、Ni：0.10〜0.50％、
Nb：0.005〜0.100％、Cu：0.10〜0.50％、Al：
0.070％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.003％以
下、及びCa：0.0010〜0.0060％を含有する素成の
鋼スラブ、又はさらにMo：0.01〜0.30％、Ｖ：
0.005〜0.100％及びＢ：0.0005〜0.0050％のうち
から選んだ少なくとも一種を含む鋼スラブを加熱
して該スラブを粗圧延する際、この粗圧延で製品
コイル厚みに対し４倍以上の厚みまで圧下した中
間段階にて950℃以下に至るまで温度待ちをし、 後続する粗圧延に引続く仕上圧延での仕上ミル
出側温度が720℃以上となる残りの粗圧延と仕上
圧延とを逐次続行し、 しかるのち、巻取り温度は450℃以上520℃以下
で巻取るようにしたものである。 さらにこの発明について、第１図を参照して説
明する。 まず、上記した成分組成になる鋼スラブを加熱
炉１で加熱する。加熱温度は、熱間圧延における
一般的な範囲（例えば1150〜1300℃）で行う。 次いで、上記鋼スラブに粗圧延を施す。粗圧延
は、リバースロールR1及び１パス圧延のR2，R3
並びにタンデムロールR4，R5により行い、中間
段階、例えばリバースロールR1及び１パス圧延
のR2，R3での圧延を製品コイル厚の４倍以上と
し、タンデムロールR4の手前（図中R4ETで示
す）で950℃以下に至るまで温度待ちをして後続
の粗圧延を行う。 次に仕上ロール列F1ないしF7により仕上圧延
を行うが、このときFDTを720℃以上に保持して
圧延を行うようにする。FDTの上限はとくに設
定しないが、粗圧延の中間段階で950℃以下に規
制しているため、実際にはFDTの上限は800℃程
度になる。 最後にコイラーにより巻取りを行い、このとき
のCTを450℃以上とする。この場合も上限はとく
に設けない。 次に本発明に使用する素材成分並びに成分範囲
について述べる。 Ｃは、0.15％をこえるとじん性及び溶接性に問
題が生じるため、0.15％以下とする。 Siは、脱酸剤として添加するが、0.50％をこえ
るとぜい性が増すため、0.05〜0.50％とする。 Mnは、0.50％未満では強度を得ることができ
ないが、1.50％をこえると耐HIC特性が劣化する
ため、0.50〜1.50％とする。 Nbは、オーステナイト粒の細粒化及び変態後
のフエライト粒の細粒化によるじん性向上と炭化
物の折出強化による強度向上のために0.005％以
上は必要であるが、0.100％をこえるとじん性が
劣化するため、0.005〜0.100％とする。 Cuは、HICに対して有効な元素であり0.10％以
上は必要であるが、0.50％をこえると溶接性が劣
化するため、0.10〜0.50％とする。 Niは、Cuによるぜい化防止のため、Cuと等量
添加する。 Alは、Siと同様脱酸剤として添加するが、0.07
％をこえると鋼質が変化するため、0.50％以下と
する。 Ｐは、HICの大きな要因となる元素であり、低
く抑える程良いが工業製造上0.025％以下とする。 Ｓは、HICの主要因となる元素であり、低い程
HICに対して有利であるため、0.003％以下に抑
えることを必須条件とする。 Caは、硫化物の形態制御を行いHICに対して
有効であり、Ca／Ｓ≧2.0となるように添加する
ことが必要だが、0.0060％をこえると清浄度が劣
化するため、0.0010〜0.0060％とする。 以上の各成分は、本発明方法の適用に必要であ
り、耐HIC特性を備えた高じん性の鋼を製造する
ことができる。 さらに、じん性に対する要求が厳しいときに
は、以下の成分を選択して添加すればじん性の向
上を図ることができる。 Moは、じん性を向上する効果があり、じん性
向上には0.01％未満では効果がなく、0.30％をこ
えると熱間加工性が劣化するため、0.01〜0.30％
とする。なおMoの添加により強度の向上も図る
ことができる。 Ｖは、オーステナイト粒及び変態後のフエライ
ト粒の細粒化によるじん性向上を図れるが、
0.100％をこえるとじん性が劣化するため、0.005
〜0.100％とする。 Tiは、0.005％以上の添加によつて鋼中の遊離
Ｎを固定しじん性の向上に有効であるが、0.100
％をこえるとぜい化するため、0.005〜0.100％と
する。 Ｂは、0.0005％以上の添加によつて溶接部のじ
ん性向上に有効であるが、0.0050％をこえるとじ
ん性が劣化するため、0.0005〜0.0050％とする。 上記Mo、Ｖ、Ti及びＢの各成分は、同様の作
用効果を示す。 （作 用） この発明において粗圧延の中間段階での制御温
度を950℃以下としたのは、950℃が未再結晶域の
上部温度であり、じん性向上にはこの温度以下で
の圧下が必要なことによる。 そして950℃以下で圧下を行う場合、破面遷移
温度（ vTrs）を安定させるためには、第２図か
らわかるように、圧下率を75％以上に保つことが
必要であり、粗圧延の中間段階での厚さを製品コ
イル厚の４倍にすれば、このときの圧下率は75％
に相当し、したがつて厚さを４倍以上にすること
によつて後続する粗圧延及び仕上圧延を圧下率75
％以上で行うことができる。換言すれば未再結晶
域での圧下率を75％以上に保持するには、950℃
以下での圧延に至る前の段階での厚みが４倍未満
にならないことが肝要で、この温度待ちによつて
圧延前の鋼スラブ厚に左右されずに未再結晶域で
の圧下率を確保することができる。なお第２図
は、950℃以下での vTrsに及ぼす圧下率の影響を
示すものである。 次に第３図からわかるように、FDTを下げれ
ばじん性の向上を図ることができるが、第４図に
示すように、FDTが720℃未満に下がると耐HIC
割れ面積率が増大するため、耐HIC特性の維持か
らFDTは720℃以上とすることが望ましい。ここ
にHIC割れ面積率というのは、NACE試験溶液
（５％NaCl＋0.5％CH3COOH＋H2S飽和水溶液、
PH3.0〜4.0）中にコイルから切り出した試験片を
応力無負荷状態で96時間浸漬後、連続走査型水浸
式超音波探傷装置を用いて圧延面に平行な面を全
面走査して圧延面に平行な面に投影された割れを
自動的に作図させた、走査面積に対する割れ面積
の百分率である。 次に第５図よりCTを下げればじん性が向上す
ることがわかり、このじん性向上の効果は520℃
以下で顕著で、一方CTが450℃より下がるとHIC
割れ面積率が増大（第６図参照）するため、CT
は450℃以上520℃以下とする。なお第６図は、第
４図の場合と同様の方法によりHIC割れ面積率を
測定した結果である。 （実施例） 以下にこの発明の実施例について示す。 下記表１に示す化学組成に溶製した鋼スラブを
用い、同じく下記表２に示す圧延加工条件で、グ
レードAPI5LXX65、板厚16.0mmに圧延した各コ
イルに関して、じん性、強度、及び耐HICの特性
について調べた結果を表２に示す。
パイプラインに使用するラインパイプ用コイル、
すなわち耐水素誘起割れ特性及びじん性に優れた
高強度極厚コイルの製造方法を技術内容とする。 近年、例えばサワーガス用ラインパイプは大規
模サワーガス井戸の開発に伴いサワーガスを消費
地まで長距離輸送するため、ラインパイプは大径
厚肉化の傾向にあり、高張力化の如き強度の向上
が図られている。 また、ラインパイプ内を流れる石油、天然ガス
などにH2S多量に含まれている場合、ラインパイ
プのいわゆる水素誘起割れ（Hydrogen Induced
Cracking、以下HICと略す）に起因する漏洩事
故や爆発事故がしばしば発生して問題になつてい
る。 このHICは、従来知られている高張力鋼のいわ
ゆる硫化物腐食割れとは異なる現象であつて、ほ
とんど応力が負荷されていない状態でも認めら
れ、また鋼材の強度や硬度にほとんど影響されず
に発生するのが特徴である。 今迄の研究によると、HICは、環境から腐食に
ともなつて鋼中に浸入した水素が非金属介在物と
地鉄の境界に集まり、そのガス圧によつて生じる
ものであり非金属介在物のうち介在物先端の形状
効果（切欠き効果）による応力集中が生じやすい
MnSなどのいわゆるＡ系硫化物介在物がHICに
対して最も有害である。このようにHICは、
MnSの量および展延度と強い相関があり、伸長
したMnSが少ない程割れ感受性は低下する。 さらに、石油、天然ガスなどのエネルギー資源
の開発が寒冷地においても広範囲に行われるよう
になり、ラインパイプを低温下に設置するため、
じん性に対する要求も高まつてきている。 このように、ラインパイプには様々な特性が要
求されているため、ラインパイプ用のコイルは強
度の勿論のこと、耐HIC特性に優れていることが
要求され、場合によつてはじん性に対する要求も
厳しいものがある。 （従来の技術） 従来この種コイルの製造は、通常次の諸条件下
で行つていた。 (1) Nbのような結晶粒微細化元素を添加、 (2) スラブ加熱温度を低くする、 (3) 仕上圧延における仕上ミル入側温度（以下
FETと略す）を950℃以下に規制し、シートバ
ー厚を厚くして仕上圧下率を大きくする、 (4) 仕上圧延における仕上ミル出側温度（以下
FDTと略す）を低くする、及び (5) 巻取温度（以下CTと略す）を低くする。 上記諸条件は、良好なじん性を得ることができ
るが、反面次のような耐HIC特性の劣化という問
題があつた。 まず、スラブ加熱温度を低くするとじん性は向
上するが、Nbが完全固溶しないため、圧延過程
でNbCが析出せず強度が低下する。この強度の
低下を補うにはMnを増加すればよいが、Mnの
増加はMnSの生成を招くため、耐HIC特性には
不利となる。 コイルの板厚が厚い場合に圧下率を大きくする
と、圧延時の抵抗が大きくなりすぎて圧延不能と
なる。 FDTを下げるとベイナイト組織となり、耐
HIC特性が劣化する。 CTを下げると、やはりベイナイト組織となり
耐HIC特性が劣化する。 （発明が解決しようとする問題点） そこでこの発明では、強度とともに耐HIC特性
にも優れた極厚コイルを製造する方法を提供する
ことを目的とする。 さらにこの発明では、上記特性に加えてじん性
に対しても優れた極厚コイルの製造方法を提供す
ることも目的とする。 （問題点を解決するための手段） この発明は上記問題点を解決するために、Ｃ：
0.15wt％（以下単に％と示す）以下、Si：0.05〜
0.50％、Mn：0.50〜1.50％、Ni：0.10〜0.50％、
Nb：0.005〜0.100％、Cu：0.10〜0.50％、Al：
0.070％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.003％以
下、及びCa：0.0010〜0.0060％を含有する素成の
鋼スラブ、又はさらにMo：0.01〜0.30％、Ｖ：
0.005〜0.100％及びＢ：0.0005〜0.0050％のうち
から選んだ少なくとも一種を含む鋼スラブを加熱
して該スラブを粗圧延する際、この粗圧延で製品
コイル厚みに対し４倍以上の厚みまで圧下した中
間段階にて950℃以下に至るまで温度待ちをし、 後続する粗圧延に引続く仕上圧延での仕上ミル
出側温度が720℃以上となる残りの粗圧延と仕上
圧延とを逐次続行し、 しかるのち、巻取り温度は450℃以上520℃以下
で巻取るようにしたものである。 さらにこの発明について、第１図を参照して説
明する。 まず、上記した成分組成になる鋼スラブを加熱
炉１で加熱する。加熱温度は、熱間圧延における
一般的な範囲（例えば1150〜1300℃）で行う。 次いで、上記鋼スラブに粗圧延を施す。粗圧延
は、リバースロールR1及び１パス圧延のR2，R3
並びにタンデムロールR4，R5により行い、中間
段階、例えばリバースロールR1及び１パス圧延
のR2，R3での圧延を製品コイル厚の４倍以上と
し、タンデムロールR4の手前（図中R4ETで示
す）で950℃以下に至るまで温度待ちをして後続
の粗圧延を行う。 次に仕上ロール列F1ないしF7により仕上圧延
を行うが、このときFDTを720℃以上に保持して
圧延を行うようにする。FDTの上限はとくに設
定しないが、粗圧延の中間段階で950℃以下に規
制しているため、実際にはFDTの上限は800℃程
度になる。 最後にコイラーにより巻取りを行い、このとき
のCTを450℃以上とする。この場合も上限はとく
に設けない。 次に本発明に使用する素材成分並びに成分範囲
について述べる。 Ｃは、0.15％をこえるとじん性及び溶接性に問
題が生じるため、0.15％以下とする。 Siは、脱酸剤として添加するが、0.50％をこえ
るとぜい性が増すため、0.05〜0.50％とする。 Mnは、0.50％未満では強度を得ることができ
ないが、1.50％をこえると耐HIC特性が劣化する
ため、0.50〜1.50％とする。 Nbは、オーステナイト粒の細粒化及び変態後
のフエライト粒の細粒化によるじん性向上と炭化
物の折出強化による強度向上のために0.005％以
上は必要であるが、0.100％をこえるとじん性が
劣化するため、0.005〜0.100％とする。 Cuは、HICに対して有効な元素であり0.10％以
上は必要であるが、0.50％をこえると溶接性が劣
化するため、0.10〜0.50％とする。 Niは、Cuによるぜい化防止のため、Cuと等量
添加する。 Alは、Siと同様脱酸剤として添加するが、0.07
％をこえると鋼質が変化するため、0.50％以下と
する。 Ｐは、HICの大きな要因となる元素であり、低
く抑える程良いが工業製造上0.025％以下とする。 Ｓは、HICの主要因となる元素であり、低い程
HICに対して有利であるため、0.003％以下に抑
えることを必須条件とする。 Caは、硫化物の形態制御を行いHICに対して
有効であり、Ca／Ｓ≧2.0となるように添加する
ことが必要だが、0.0060％をこえると清浄度が劣
化するため、0.0010〜0.0060％とする。 以上の各成分は、本発明方法の適用に必要であ
り、耐HIC特性を備えた高じん性の鋼を製造する
ことができる。 さらに、じん性に対する要求が厳しいときに
は、以下の成分を選択して添加すればじん性の向
上を図ることができる。 Moは、じん性を向上する効果があり、じん性
向上には0.01％未満では効果がなく、0.30％をこ
えると熱間加工性が劣化するため、0.01〜0.30％
とする。なおMoの添加により強度の向上も図る
ことができる。 Ｖは、オーステナイト粒及び変態後のフエライ
ト粒の細粒化によるじん性向上を図れるが、
0.100％をこえるとじん性が劣化するため、0.005
〜0.100％とする。 Tiは、0.005％以上の添加によつて鋼中の遊離
Ｎを固定しじん性の向上に有効であるが、0.100
％をこえるとぜい化するため、0.005〜0.100％と
する。 Ｂは、0.0005％以上の添加によつて溶接部のじ
ん性向上に有効であるが、0.0050％をこえるとじ
ん性が劣化するため、0.0005〜0.0050％とする。 上記Mo、Ｖ、Ti及びＢの各成分は、同様の作
用効果を示す。 （作 用） この発明において粗圧延の中間段階での制御温
度を950℃以下としたのは、950℃が未再結晶域の
上部温度であり、じん性向上にはこの温度以下で
の圧下が必要なことによる。 そして950℃以下で圧下を行う場合、破面遷移
温度（ vTrs）を安定させるためには、第２図か
らわかるように、圧下率を75％以上に保つことが
必要であり、粗圧延の中間段階での厚さを製品コ
イル厚の４倍にすれば、このときの圧下率は75％
に相当し、したがつて厚さを４倍以上にすること
によつて後続する粗圧延及び仕上圧延を圧下率75
％以上で行うことができる。換言すれば未再結晶
域での圧下率を75％以上に保持するには、950℃
以下での圧延に至る前の段階での厚みが４倍未満
にならないことが肝要で、この温度待ちによつて
圧延前の鋼スラブ厚に左右されずに未再結晶域で
の圧下率を確保することができる。なお第２図
は、950℃以下での vTrsに及ぼす圧下率の影響を
示すものである。 次に第３図からわかるように、FDTを下げれ
ばじん性の向上を図ることができるが、第４図に
示すように、FDTが720℃未満に下がると耐HIC
割れ面積率が増大するため、耐HIC特性の維持か
らFDTは720℃以上とすることが望ましい。ここ
にHIC割れ面積率というのは、NACE試験溶液
（５％NaCl＋0.5％CH3COOH＋H2S飽和水溶液、
PH3.0〜4.0）中にコイルから切り出した試験片を
応力無負荷状態で96時間浸漬後、連続走査型水浸
式超音波探傷装置を用いて圧延面に平行な面を全
面走査して圧延面に平行な面に投影された割れを
自動的に作図させた、走査面積に対する割れ面積
の百分率である。 次に第５図よりCTを下げればじん性が向上す
ることがわかり、このじん性向上の効果は520℃
以下で顕著で、一方CTが450℃より下がるとHIC
割れ面積率が増大（第６図参照）するため、CT
は450℃以上520℃以下とする。なお第６図は、第
４図の場合と同様の方法によりHIC割れ面積率を
測定した結果である。 （実施例） 以下にこの発明の実施例について示す。 下記表１に示す化学組成に溶製した鋼スラブを
用い、同じく下記表２に示す圧延加工条件で、グ
レードAPI5LXX65、板厚16.0mmに圧延した各コ
イルに関して、じん性、強度、及び耐HICの特性
について調べた結果を表２に示す。
【表】
【表】
【表】
表２から明らかなように、この発明の圧延方法
を実施したコイルは、 vTrsが−130〜−140℃で
比較材（従来の圧延方法）よりも大巾に向上して
いる。又、NACE試験溶液でのHICの発生は全て
皆無である。 比較材においてスラブ加熱温度（SRT）を
1150℃に下げたコイルA6は、 vTrsが−115℃ま
で向上するが、強度不足となりAPI5LXX65の規
格を満足しない。さらに、FDTを710℃まで下げ
たコイルB5は、 vTrsが−110℃となるが、HIC
が発生してしまう。 （効 果） 以上のようにこの発明によれば、耐HIC特性に
優れた高強度の極厚コイルを製造することがで
き、石油、天然ガスなどのラインパイプに最適な
コイルを提供できる。又、必要に応じてさらにじ
ん性の向上を図ることも可能である。
を実施したコイルは、 vTrsが−130〜−140℃で
比較材（従来の圧延方法）よりも大巾に向上して
いる。又、NACE試験溶液でのHICの発生は全て
皆無である。 比較材においてスラブ加熱温度（SRT）を
1150℃に下げたコイルA6は、 vTrsが−115℃ま
で向上するが、強度不足となりAPI5LXX65の規
格を満足しない。さらに、FDTを710℃まで下げ
たコイルB5は、 vTrsが−110℃となるが、HIC
が発生してしまう。 （効 果） 以上のようにこの発明によれば、耐HIC特性に
優れた高強度の極厚コイルを製造することがで
き、石油、天然ガスなどのラインパイプに最適な
コイルを提供できる。又、必要に応じてさらにじ
ん性の向上を図ることも可能である。
第１図はこの発明の圧延方法を示す説明図、第
２図は破面遷移温度（ vTrs）に及ぼす圧下率の
影響を示すグラフ、第３図は vTrsに及ぼすFDT
の影響を示すグラフ、第４図はHICに及ぼす
FDTの影響を示すグラフ、第５図は vTrsに及ぼ
すCTの影響を示すグラフ、第６図はHICに及ぼ
すCTの影響を示すグラフである。
２図は破面遷移温度（ vTrs）に及ぼす圧下率の
影響を示すグラフ、第３図は vTrsに及ぼすFDT
の影響を示すグラフ、第４図はHICに及ぼす
FDTの影響を示すグラフ、第５図は vTrsに及ぼ
すCTの影響を示すグラフ、第６図はHICに及ぼ
すCTの影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.15wt％以下、Si：0.05〜0.50wt％、
Mn：0.50〜1.50wt％、Ni：0.10〜0.50wt％、
Nb：0.005〜0.100wt％、Cu：0.10〜0.50wt％、
Al：0.070wt％以下、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：
0.003wt％以下、及びCa：0.0010〜0.0060wt％を
含有する組成の鋼スラブを加熱して該スラブを粗
圧延する際、この粗圧延で製品コイル厚みに対し
４倍以上の厚みまで圧下した中間段階にて950℃
以下に至るまで温度待ちをし、 後続する粗圧延に引続く仕上げ圧延での仕上ミ
ル出側温度が720℃以上となる残りの粗圧延と仕
上圧延とを逐次続行し、 しかるのち、巻取り温度450℃以上520℃以下で
巻取る、 ことを特徴とする耐HIC特性及びじん性に優れた
高強度極厚コイルの製造方法。 ２ Ｃ：0.15wt％以下、Si：0.05〜0.50wt％、
Mn：0.50〜1.50wt％、Ni：0.10〜0.50wt％、
Nb：0.005〜0.100wt％、Cu：0.10〜0.50wt％、
Al：0.070wt％以下、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：
0.003wt％以下、及びCa：0.0010〜0.0060wt％を
含有し、さらにMo：0.01〜0.30wt％、Ｖ：0.005
〜0.100wt％及びＢ：0.0005〜0.0050wt％のうち
から選んだ少なくとも一種を含む組成の鋼スラブ
を加熱して該スラブを粗圧延する際、この粗圧延
で製品コイル厚みに対し４倍以上の厚みまで圧下
した中間段階にて950℃以下に至るまで温度待ち
をし、 後続する粗圧延に引続く仕上圧延での仕上ミル
出側温度が720℃以上となる残りの粗圧延と仕上
圧延とを逐次続行し、 しかるのち、巻取り温度450℃以上520℃以下で
巻取る、 ことを特徴とする耐HIC特性及びじん性に優れた
高強度極厚コイルの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59189776A JPS6169918A (ja) | 1984-09-12 | 1984-09-12 | 耐ｈｉｃ特性及びじん性に優れた高強度極厚コイルの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59189776A JPS6169918A (ja) | 1984-09-12 | 1984-09-12 | 耐ｈｉｃ特性及びじん性に優れた高強度極厚コイルの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6169918A JPS6169918A (ja) | 1986-04-10 |
| JPH0148335B2 true JPH0148335B2 (ja) | 1989-10-18 |
Family
ID=16247005
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59189776A Granted JPS6169918A (ja) | 1984-09-12 | 1984-09-12 | 耐ｈｉｃ特性及びじん性に優れた高強度極厚コイルの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6169918A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114250424B (zh) * | 2020-09-21 | 2022-10-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种无Ni低温压力容器用钢及其制造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS581014A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ性の優れたホツトコイルの製造方法 |
| JPS581015A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ性に優れた高靭性極低炭素ホツトコイルの製造方法 |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS58157948A (ja) * | 1982-03-16 | 1983-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
| JPS58199813A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPS6070122A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
-
1984
- 1984-09-12 JP JP59189776A patent/JPS6169918A/ja active Granted
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS581014A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ性の優れたホツトコイルの製造方法 |
| JPS581015A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ性に優れた高靭性極低炭素ホツトコイルの製造方法 |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS58157948A (ja) * | 1982-03-16 | 1983-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
| JPS58199813A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPS6070122A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6169918A (ja) | 1986-04-10 |
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