專利名稱：韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及在含有硫化氫( 的環(huán)境中的耐氫致裂紋性即耐酸性優(yōu)良、韌性也優(yōu)良的干線管用鋼板的制造方法。
背景技術：
對于輸送含有硫化氫的酸性油、酸性氣體的干線管中使用的鋼管、或管道附屬設備等中使用的鋼板，要求耐酸性。再有，所謂耐酸性，是在含有硫化氫的腐蝕環(huán)境中的耐氫致裂紋性(HIC性)。已知耐酸性因向軋制方向延伸的MnS的生成、或簇狀物狀的夾雜物的生成而劣化。此外，為了提高在非常嚴酷的腐蝕環(huán)境中的耐酸性，提出了對通過降低P、S、0、N的含量、添加Ca而控制了 MnS的形態(tài)的鋼材進行控制軋制，然后進行水冷的方法(例如專利文獻1) ο此外，從提高管道的輸送效率及通過薄壁化降低成本等觀點出發(fā)，一直要求干線管用鋼板的高強度化。對于這樣的要求，例如提出了制造具有X70左右的強度、金屬組織為板厚方向均勻且微細的貝氏體、耐酸性優(yōu)良的鋼板的方法(例如專利文獻2)。另外，當在寒冷地區(qū)敷設干線管時，需要提高干線管用鋼板的低溫韌性。對于此問題，提出了提高低溫韌性和耐酸性的高強度鋼板的制造方法(例如專利文獻3 5)。上述方法通過降低C量來抑制硬度的上升，通過降低S量和添加Ca來控制MnS的形態(tài)，通過降低Al量來控制氧化物的形態(tài)，從而謀求耐酸性和低溫韌性的兼顧。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開昭62-112722號公報專利文獻2 日本特開昭61-165207號公報專利文獻3 日本特開平03-236420號公報專利文獻4 日本特開平05-295434號公報專利文獻5 日本特開平07-242944號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題為了確保耐酸特性，需要將鋼坯加熱到高溫，以使鑄造時析出、生長的NbC等粗大的析出物溶解?？墒?，如果將鋼坯加熱到高溫，則晶粒直徑變得粗大。特別是，在制造板厚為25mm以上的厚壁的鋼板時，再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)的壓下不充分，不能確保韌性、特別是通過落錘撕裂試驗(Drop Weight Tear Test、DWTT)評價的落錘撕裂特性(也稱為DWTT特性)。本發(fā)明解決上述問題，作為課題提供一種可使板厚為25mm以上的鋼板的耐酸性及DWTT特性兼顧的、耐酸性及韌性優(yōu)良的干線管用鋼板的制造方法。
用于解決課題的手段本發(fā)明是基于以下的見識而完成的，即通過嚴格限制S及0的含量，并添加Ca， 將用式[Ca] (1-124
)/1. 25[S]表示的ESSP值控制在較高來控制硫化物的形態(tài)，進而將C 量限制在較低，根據(jù)Nb及C的含量控制鋼坯的加熱溫度，進而通過控制熱軋的溫度和壓下比，抑制Nb碳化物等析出物的粗大化，使晶粒直徑也微細化，從而能夠制造具備優(yōu)良的耐酸性和高韌性這兩種特性的鋼板。本發(fā)明的要旨如下。(1) 一種韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，按照1000 1150°C的范圍內(nèi)的加熱溫度Tl和Nb及C的含量滿足Tl彡-7970/ (log([Nb] X [C])-3. 31)-170的方式對鋼坯進行加熱，然后進行粗軋，進而將精軋溫度規(guī)定為800°C以上，將950°C以下的壓下比規(guī)定為3以上，按照使板厚達到25mm以上的方式進行精軋，然后進行冷卻速度為10 30°C /s的加速冷卻，在200 500°C停止該加速冷卻；其中，所述鋼坯以質(zhì)量％計含有C 0.(31 0.08%,
Si0.,1 0.5%,
Mn1.,0 1.5%,
Nb0.,010 0. 040%,
Ca0.,001 0. 004%,
Ti0.,005 0. 030%,將Al限制在0. 08%以下、將P限制在0.015%以下、將S限制在0.0008%以下、將0限制在0. 0030%以下、將N限制在0.0050%以下，Ca、0 及 S 的含量滿足[Ca] (1-1
)/1. 25[S] >3.0。(2)根據(jù)上述(1)所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有下述元素的1種或2種以上Ni :0. 5% 以下、Cu :0.5% 以下、Cr :0.5% 以下、Mo :0.3% 以下。(3)根據(jù)上述(1)或( 所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有V :0. 06%以下。(4)根據(jù)上述(1)或( 所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有B 0. 0020 %以下。(5)根據(jù)上述(1)或( 所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有Mg :0. 01%以下。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，特別是能夠提供板厚為25mm以上、韌性特別是DWTT特性及耐酸性優(yōu)良的厚壁干線管用鋼板，對產(chǎn)業(yè)上的貢獻非常顯著。
具體實施例方式本發(fā)明人等采用通過使Ca、S及0的含量變化來對由式[Ca] (1-124
)/1. 25 [S] 求出的ESSP值進行了控制的鋼，制造了板厚為25mm以上的鋼板，評價了耐酸性及韌性。再有，[Ca]、
、[S]為用各自的元素的質(zhì)量％表示的含量。此外，在其它式中含義也相同。關于耐酸性，進行基于 NACE (National Association of Corrosion and Engineer)的TM0284的試驗，根據(jù)HIC(氫致裂紋)有無發(fā)生進行評價。只要HIC斷口率在 5%左右以下，就認為耐酸特性良好。另外，關于韌性，在-40°C下進行DWTT試驗，求出延性斷口率，將85%作為是否良好的判定基準。NACE試驗是在5% NaCl溶液+0. 5%醋酸、pH2. 7的溶液中使硫化氫氣體飽和，在 96小時后調(diào)查是否生成裂紋的試驗方法。調(diào)查了發(fā)生HIC的試樣的組織及析出物，結(jié)果得知在耐酸性劣化的鋼板中，析出粗大的NbC。接著，得知在DffTT特性降低的鋼板中，晶粒直徑粗大化。另外，對鋼板的析出狀態(tài)及粒徑與制造條件的關系進行了整理，結(jié)果得知析出粗大的NbC的鋼板的加熱溫度低，晶粒粗大化的鋼板的加熱溫度高。此外，具有優(yōu)良的耐酸性及韌性的鋼板為抑制粒徑的粗大化而使加熱溫度稍微降低，而且為了使NbC固溶，將C量及Nb量控制在適當?shù)姆秶１景l(fā)明人等將800 950°C的壓下比規(guī)定為3，制造25mm以上的鋼板，調(diào)查了加熱溫度與DWTT特性的關系。其結(jié)果是，如果加熱溫度超過1150°C，則晶粒直徑粗大化，DWTT特性降低。另一方面，如果加熱溫度低于1000°c，則因粗大的NbC使DWTT特性降低。接著，本發(fā)明人等將加熱溫度規(guī)定在1000 1150°C的范圍內(nèi)，對Nb及C固溶于鋼中的適當?shù)腘b及C的含量與加熱溫度的關系進行了研究。其結(jié)果是，得知Nb及C固溶于鋼中、或作為NbC在鋼中析出，都影響溶度積，因此log([Nb] X [C])的數(shù)值變得重要。本發(fā)明人等進一步進行了研究，發(fā)現(xiàn)將加熱溫度Tl規(guī)定在1000 1150°C的范圍內(nèi)，且以加熱溫度Tl和Nb及C的含量滿足Tl彡-7970/ (log ([Nb] X [C]) -3. 31)-170的方式對鋼坯進行加熱，對于耐酸性和韌性的兼顧是非常重要的。滿足上述條件的加熱溫度Tl相當于在平衡狀態(tài)下NbC溶解的溫度。所以，認為如果滿足上述關系，可促進鋼坯中析出的NbC的溶解，能夠在不殘存粗大的NbC的情況下抑制 HIC的發(fā)生。以下，對本發(fā)明進行詳細說明。首先，對本發(fā)明中采用的鋼的組成進行說明。再有，％是指質(zhì)量％。C 0. 01 0. 08%C是提高鋼強度的元素，作為其有效量，添加0.01%以上是必要的。另一方面，如果C量超過0. 08%，則促進碳化物的生成，損害耐HIC性，因此將上限規(guī)定為0. 08%。此外， 為抑制HIC性、焊接性、韌性等的下降，C量優(yōu)選為0. 06%以下。Si 0. 1 0. 5%Si是脫氧元素，添加0. 以上是必要的。另一方面，如果Si量超過0.5%，則焊接熱影響部(HAZ)的韌性降低，因此將上限規(guī)定為0. 5%。優(yōu)選的范圍為0. 15 0. 35%。
Mn 1. 0 — 1. 5%Mn是提高強度及韌性的元素，添加1. 0%以上是必要的。另一方面，Mn是通過生成MnS使耐酸性劣化的元素，因此要抑制HIC，需要將Mn量的上限規(guī)定為1.5%。優(yōu)選的范圍為1. 1 1.4%。Nb 0. 010 0. 040%Nb是通過擴大未再結(jié)晶溫度區(qū)使晶粒直徑微細化、形成碳化物和氮化物、有助于提高強度的元素，添加0.010%以上是必要的。另一方面，在本發(fā)明中，防止生成粗大的碳化物是非常重要的，需要使上限為0. 040%。優(yōu)選的范圍為0. 011 0. 025%，更優(yōu)選的范圍為 0. 012 0. 020% οCa 0. 001 0. 004%Ca是生成硫化物CaS、抑制向軋制方向伸長的MnS的生成、非常有助于耐HIC性的改善的元素。在Ca的添加量低于0.001%時，得不到效果，因而將下限規(guī)定為0.001%。另一方面，如果Ca的添加量超過0. 004%,則氧化物集聚，損害耐HIC性，因此將上限規(guī)定為 0. 004% ο優(yōu)選的范圍為0. 0025 0. 0035%。Ti 0. 005 0. 030%Ti是作為脫氧劑或氮化物形成元素用于晶粒的細?；脑?，添加0.005%以上是必要的。另一方面，如果過剩地添加Ti，則因形成粗大的氮化物而使韌性降低，因此將上限規(guī)定為0. 030%。優(yōu)選的范圍為0. 010 0. 020%。Al 0. 08% 以下Al是脫氧元素，但如果添加量超過0.08%，則生成Al氧化物的集聚簇狀物，損害耐酸性，因此限制在0.08%以下。此外，在要求韌性時，優(yōu)選使Al量的上限為0.03%。更優(yōu)選的Al量的上限為0.01%。Al量的下限沒有特別的限定，但為了降低鋼水中的氧量，優(yōu)選添加A10. 0005%以上。P 0. 015% 以下P是雜質(zhì)，如果含量超過0. 015%，則損害耐HIC性。所以，將P含量的上限規(guī)定為 0. 015%。S 0. 0008% 以下S是因熱軋時生成向軋制方向延伸的MnS而使耐HIC性降低的元素。所以，在本發(fā)明中降低S量是必要的，將上限限制在0. 0008%。S量越少越優(yōu)選，但使其低于0. 0001%是困難的。從制造成本的觀點出發(fā)，也優(yōu)選使其在0.0001%以上。0 0. 0030% 以下0是雜質(zhì)，為了通過抑制氧化物的集聚來提高耐HIC性，將上限限制在0. 0030%是必要的。為了通過抑制氧化物的生成來提高韌性，優(yōu)選將0量規(guī)定在0. 0020%以下。N 0. 0050% 以下N是雜質(zhì)，如果N含量超過0. 0050%，則Ti和Nb的碳氮化物容易集聚，損害耐HIC 性。所以，將N量的上限規(guī)定為0.0050%。再有，在要求韌性等的情況下，為了抑制TiN的粗大化，優(yōu)選使N量的上限為0. 0035%。在利用TiN、NbN等氮化物謀求加熱時的奧氏體粒徑的微細化時，優(yōu)選含有0. 0010%以上的N。rCal (1-124「01)/1. 25「Si > 3. 0
在本發(fā)明中，增大[Ca] (1-124
)/1. 25 [S]的值即ESSP值是必要的。ESSP值是在考慮到Ca形成氧化物的情況下，用于生成CaS所需的Ca量相對于S量的比。為了通過添加Ca、形成CaS來固定S，將ESSP值規(guī)定為超過3. 0是必要的。再有，如果S量為0，則ESSP值達到無限大，但在此種情況下，不可能有MnS生成。 所以，如果Ca量在上述范圍內(nèi)，則不需要規(guī)定ESSP值的上限。再有，在本發(fā)明中，作為改善強度及韌性的元素，優(yōu)選添加Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、Mg 中的1種或2種以上的元素。Ni 0. 5% 以下Ni對于改善韌性及強度是有效的元素，還有助于提高耐腐蝕性，因此優(yōu)選添加 0.01%以上。另一方面，Ni是高價的元素，因此為了削減制造成本，優(yōu)選將上限限制在 0. 5%。Cu 0. 5% 以下Cu對于提高強度是有效的元素，還有助于提高耐腐蝕性，因此優(yōu)選添加0. 01 %以上。另一方面，Cu也是高價的元素，因此為了削減制造成本，優(yōu)選將上限限制在0. 5%。Cr 0. 5% 以下Cr對于提高強度是有效的元素，優(yōu)選添加0. 01 %以上。另一方面，如果大量添加， 則淬透性提高，韌性降低，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 5%。Mo 0. 3% 以下Mo是在提高淬透性的同時，形成碳氮化物、改善強度的元素，為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 01%以上。另一方面，Mo是高價的元素，因此為了削減制造成本，優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 30%。如果鋼的強度上升，則有時HIC性及韌性降低，因此優(yōu)選的上限為0. 2%。V 0. 06% 以下V是形成碳化物和氮化物、有助于提高強度的元素，為了得到該效果，優(yōu)選添加 0. 01 %以上。另一方面，如果添加超過0. 06 %的V，則有時導致韌性降低，因此優(yōu)選上限為 0. 06%。B 0. 0020% 以下B是通過向鋼的晶界偏析、明顯有助于提高淬透性的元素。要得到該效果，優(yōu)選添加0.0001%以上。另一方面，如果過剩地添加B，則向晶界的偏析過剩，有時導致韌性降低， 因此優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 0020%。Mr 0. 01% 以下Mg是作為脫氧劑及脫硫劑而起作用的元素，特別是通過產(chǎn)生微細的氧化物來抑制粒徑的粗大化，因此對于提高韌性是有效的。要得到該添加效果，優(yōu)選添加0. 0001%以上。 另一方面，如果添加Mg超過0.01%，則氧化物容易凝聚、粗大化，有時使HIC性及韌性降低。 因此優(yōu)選將Mg量的上限規(guī)定為0. 01 %。接著，對制造條件進行說明。含有上述成分的鋼，在通過煉鋼工序熔煉后，通過連續(xù)鑄造形成鋼坯，對鋼坯進行加熱，實施包括粗軋和精軋的厚板熱軋，從而形成鋼板。在本發(fā)明中，鋼坯的加熱溫度、精軋溫度及壓下比、精軋后的加速冷卻的條件是重要的。加熱溫度Tl 1000 1150°C
首先，在本發(fā)明中，鋼坯的加熱溫度的范圍是重要的。如果加熱溫度低于1000°C， 則鋼坯中析出的NbC不固溶，粗大的NbC殘存在鋼板中，使耐酸性降低。另一方面，如果加熱溫度超過1150°C，則鋼板的晶粒直徑變得粗大，在超過25mm 的厚度的鋼板中粗軋區(qū)的再結(jié)晶不充分，最終的鋼板的晶粒度嚴重受到加熱時的晶粒度的影響。特別是，DWTT特性容易受晶粒度的影響，因此如果晶粒直徑增大，則DWTT特性降低。 所以，將鋼坯的加熱溫度Tl規(guī)定在1000 1150°C的范圍內(nèi)。Tl 彡-7970/(log(TNbl X「Cl)-3. 31)-170另外，為了使鋼坯中析出的NbC固溶，適當?shù)乜刂其撆鞯募訜釡囟萒l與Nb及 C的含量的關系是重要的。這是因為，如上所述，NbC的溶解、析出影響溶度積，因此使 log([Nb]X[C])的數(shù)值變得重要。在本發(fā)明中，將加熱溫度規(guī)定在1000 1150°C的范圍內(nèi)，進而使鋼坯的加熱溫度 Tl和Nb及C的含量滿足Tl彡-7970/ (log ([Nb] X [C]) -3. 31)-170是必要的。由此，能夠在鋼板中不殘存粗大的NbC的情況下提高耐酸性。精軋溫度800°C以上在以滿足上述條件的方式將鋼坯加熱后進行粗軋，然后進行精軋。此時，關于精軋溫度，為了使組織均勻，規(guī)定為800°C以上。這是因為，根據(jù)成分組成，在低于800°C時生成鐵素體，使軋制后的鋼板的組織成為層狀。如果組織為層狀，則有時耐酸性降低。此外，根據(jù)精軋的條件，有時在鋼板中殘存加工鐵素體，損害韌性。950°C以下的壓下比3以上在精軋中，為了使晶粒直徑微細化，控制軋制溫度和壓下比是必要的。特別是，通過加大低溫時的壓下比來進行精軋，能夠使鋼板組織微細。在軋制溫度超過950°c時產(chǎn)生再結(jié)晶，因此950°C以下的壓下比是重要的。如果950°C以下的壓下比低于3，則粒徑不會微細化，難以得到均勻的組織，韌性及耐酸性降低。所以，將從950°C以下直到結(jié)束精軋的壓下比規(guī)定為3以上。從950°C以下直到結(jié)束精軋的壓下比是軋制后的板厚相對于950°C時的板厚的比。板厚25mm以上本發(fā)明使板厚為25mm以上的鋼板的組織微細且均勻。即，如果板厚達到25mm以上，則確保精軋的壓下比變得困難，為了使組織微細化，產(chǎn)生降低加熱溫度的需要。所以，在本發(fā)明的制造方法中，將精軋后的板厚規(guī)定為25mm以上。加速冷卻的冷卻速度10 30°C /s在精軋后進行加速冷卻。加速冷卻在精軋后立即進行，但在制造生產(chǎn)線的結(jié)構(gòu)上， 溫度也可以略微降低?？墒牵绻麥囟冉档?，為了抑制多邊形鐵素體的生成，防止形成鐵素體和低溫相變相(貝氏體或馬氏體)的層狀組織，優(yōu)選將加速冷卻的開始溫度規(guī)定為700°C 以上。加速冷卻是為使鋼板的組織成為微細的針狀鐵素體或貝氏體鐵素體而進行的。要通過抑制多邊形鐵素體相變、防止生成珠光體來形成這樣的組織，使冷卻速度在10°C /s以上是必要的。另一方面，如果加速冷卻的冷卻速度超過30°C /s，則因過剩地生成馬氏體而使硬度不均勻，耐酸性及韌性降低。所以，將加速冷卻的冷卻速度規(guī)定為10 30°C/S。再有， 冷卻速度是鋼板的板厚中心的冷卻速度。加諫冷卻的停Ih溫度200 500°C為了抑制馬氏體的生成，將加速冷卻的停止溫度規(guī)定在200 500°C的范圍內(nèi)。要抑制多邊形鐵素體相變，防止生成珠光體，使加速冷卻的停止溫度在500°C以下是必要的。另一方面，如果加速冷卻的停止溫度達到200°C以下，則馬氏體過剩地生成，使硬度不均勻，耐酸性及韌性降低。實施例用轉(zhuǎn)爐通過二次精煉熔煉具有表1所示的化學成分的鋼，通過連續(xù)鑄造制造 250mm厚的鋼坯。按表2所示的條件對得到的鋼坯進行熱軋，形成鋼板。通過NACE試驗評價制造后的鋼板的HIC性。作為NACE試驗的條件，在5% NaCl溶液+0. 5%醋酸、pH2. 7的溶液中使硫化氫氣體飽和，將浸漬時間規(guī)定為96小時，觀察裂紋的有無，測定HIC斷口率(CAR)。韌性通過DWTT試驗進行評價。從鋼板上，以API、5L3、ASTM、E436為依據(jù)，以板寬方向作為長度方向，制作與板厚方向平行地設置切口的壓制切口試驗片。DWTT在-35°C下進行，求出延性斷口率(SA)。結(jié)果示于表2。再有，表1中示出作為ESSP的式[Ca] (1-124
)/1. 25[S]的值，表1、2中示出作為 Tl 的式:-7970/(log([Nb] X [C])-3. 31)-170 的值。在No. 1 9中，鋼板的成分及制造條件在本發(fā)明的范圍內(nèi)，CAR為5%以下，具有良好的耐酸性。另一方面，No. 10是ESSP值比本發(fā)明的范圍低，耐酸性降低的例子。此外，No. 11是因沒有滿足C量多、加熱溫度低的條件而使耐HIC性降低的例子。 No. 12是加熱溫度低、韌性劣化的例子。
權(quán)利要求
1.一種韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，按照1000 1150°C的范圍內(nèi)的加熱溫度Tl和Nb及C的含量滿足Tl彡-7970/ (log([Nb] X [C])-3. 31)-170的方式對鋼坯進行加熱，然后進行粗軋，進而將精軋溫度規(guī)定為800°C以上，將950°C以下的壓下比規(guī)定為3以上，按照使板厚達到25mm以上的方式進行精軋，然后進行冷卻速度為10 30°C /s的加速冷卻，在200 500°C停止該加速冷卻； 其中，所述鋼坯以質(zhì)量％計含有 C 0. 01 0. 08%, Si 0. 1 0. 5%, Mn 1. 0 1. 5%, Nb 0. 010 0. 040%, Ca 0. 001 0. 004%, Ti 0. 005 0. 030%, 將Al限制在0. 08%以下、 將P限制在0.015%以下、 將S限制在0. 0008%以下、 將O限制在0. 0030%以下、 將N限制在0. 0050%以下，Ca、0 及 S 的含量滿足[Ca] (1-124
)/1. 25[S] > 3. 0。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有下述元素的1種或2種以上Ni 0. 5% 以下、 Cu 0. 5% 以下、 Cr 0. 5% 以下、 Mo 0. 3% 以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有V 0. 06%以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有B :0. 0020%以下。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的韌性優(yōu)良的厚壁耐酸干線管用鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質(zhì)量％計進一步含有Mg :0. 01%以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種韌性及耐酸性優(yōu)良的板厚為25mm以上的干線管用鋼板的制作方法。采用的鋼坯含有C、Si、Mn、Nb、Ti，限制Al、P、N，進一步含有Ca0.001～0.004％，限制S為0.0008％以下、O為0.0030％以下，Ca、O及S的含量滿足[Ca](1-124[O])/1.25[S]＞3.0。將上述鋼坯加熱到1000～1150℃的范圍內(nèi)的加熱溫度T1，所述T1滿足T1≥-7970/(log([Nb]×[C])-3.31)-170，然后進行粗軋、精軋、加速冷卻來制造。此時，精軋以使板厚達到25mm以上的方式，將精軋溫度規(guī)定為800℃以上，將950℃以下的壓下比規(guī)定為3以上來進行，通過將加速冷卻的冷卻速度規(guī)定為10～30℃/s、將停止溫度規(guī)定為200～500℃，可兼顧耐酸特性及落錘撕裂特性。
文檔編號B21B3/00GK102325908SQ20108000817
公開日2012年1月18日 申請日期2010年2月17日 優(yōu)先權(quán)日2009年2月18日
發(fā)明者原卓也, 朝日均, 村木太郎, 澤村充 申請人:新日本制鐵株式會社