JP2834500B2

JP2834500B2 - 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法

Info

Publication number: JP2834500B2
Application number: JP30219789A
Authority: JP
Inventors: 博為広; 潔西岡; 好男寺田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-11-22
Filing date: 1989-11-22
Publication date: 1998-12-09
Anticipated expiration: 2013-12-09
Also published as: JPH03162521A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は低温靭性、とくに溶接熱影響部（HAZ）靭性
の優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強さ、TSで55
kg f/mm²以上、厚み40mm以下）の製造法に関するもので
ある。

鉄鋼業においては厚板ミルに適用することがもっとも
好ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この
方法で製造した鋼板は大径ラインパイプをはじめ寒冷地
で使用される産業機械などに用いることができる。

（従来の技術）寒冷地で使用するラインパイプに対しては高強度とと
もに優れた低温靭性、現地溶接性が要求される。これら
の特性を同時に満足させるため、ラインパイプ用鋼板は
Nb添加鋼の制御圧延あるいは制御圧延−加速冷却法によ
って製造されるのが一般的であった。

しかし最近では、Nb添加を基本にNb−Ｖ鋼、Nb−Mo
鋼、Nb−Ｂ鋼やTiC鋼（TiCによる析出硬化鋼）などの鋼
も開発されている。これらの中でもとくにTiC鋼はNb鋼
に替わる新しい鋼であり、高強度が得やすく溶接性に優
れ、かつ廉価である特徴をもつが、ややHAZ靭性の点で
不安があった。

そこで本発明者らは、TiC鋼のHAZ靭性改善の研究に取
り組み、微量Ti,N添加鋼の鋳造時の凝固冷却速度を速く
して微細なTi窒化物（TiN）を鋼中に分散させ、HAZ組織
を微細化、靭性を改善する方法を発明した（特公昭58−
009815号公報）。しかし、この発明ではTiNを微細に分
散させるために必要な最小凝固冷却速度が大きく、現状
の連続鋳造法での実現は困難であった。

（発明が解決しようとする課題）本発明はTiC鋼の優れた特性を損なうことなく、HAZ靭
性を改善する方法を与えるもので、低温靭性、溶接性の
優れた安価なTi添加高張力鋼の製造技術を提供するもの
である。本発明法に基づいて製造したTiC鋼は通常の連
続鋳造法においても優れたHAZ靭性を得ることができ
る。

（課題を解決するための手段）本発明の要旨は、C:0.04〜0.12％、Si:0.5％以下、M
n:1.2〜2.0％、P:0.03％以下、S:0.005％以下、Ti:0.04
〜0.09％、Al:0.004％以下、N:0.002〜0.005％、O:0.00
15〜0.0050％に必要に応じて、さらにNb:0.005〜0.05
％、Ni:0.05〜0.3％、Cu:0.05〜0.3％、Cr:0.05〜0.5％
の１種または２種を含有し、かつ0.03％≦Ti％−２（Ｏ
％）−3.4（Ｎ％）≦0.07％を満足し、残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼を1100℃〜1250℃の温度範囲
に加熱して、950℃以下の累積圧下量40％以上、圧延終
了温度650℃〜850℃で圧延になった後、空冷または加速
冷却することを特徴とする低温靭性の優れた高張力鋼板
の製造法である。

以下、本発明について詳細に説明する。

TiC鋼のHAZ靭性を改善するには、その組織を微細化す
ることが必要である。しかしTiN粒子のみによる微細化
には、前述のような製造上の問題点のほか、達成できる
靭性レベルにも限界がある。

そこで本発明者らはTi酸化物（TiO）による微細化法
を発明した。Ti酸化物によるHAZ靭性の微細化について
は、すでに特開昭63−210235号公報などが提案されてい
るが、これらの発明におけるTi量はせいぜい0.03％以下
で、多量のTi添加にるTiCの形成はHAZ靭性を著しく劣化
させると考えられていた。

しかし本発明者らの研究によれば、通常の連続鋳造工
程で製造された鋼でも、その成分、製造法を特定の範囲
に限定すれば、微細なTiOが得られ、HAZ靭性が改善でき
ることが明らかになった。そしてラインパイプのように
板厚が薄く（40mm以下）、溶接入熱が比較的小さい場合
は、とくに大きなHAZ靭性の改善の効果が得られること
を見出した。

上記のようなTi添加による高強度化とHAZ靭性改善の
効果を得るためには、適量のTiC（析出硬化）と十分なT
iO,TiNを得なければならない。このためには、まずAl量
を0.004％以下としてTi,O,N量を限定することが必須で
あり、Ti:0.04〜0.09％、N:0.002〜0.005％、O:0.0015
〜0.0050％とし、さらにこれらのバランスを0.03％≦Ti
％−２（Ｏ％）−3.4（Ｎ％）≦0.07％に限定した。

Alは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素であるが、本
発明では好ましくない元素であり、上限を0.004％とし
た。この理由は、AlがTiよりもＯとの結合力が強く、微
細なTiOの生成を妨げるからである（Al量はできる限り
低減することが望ましい）。

Tiは微細なTiO,TiN生成によるHAZ組織の微細化や微細
なTiCによる高強度化のために必須の元素である。Ti量
の下限は、これらの析出物を十分に得るための最小量で
ある。しかしTi量が多過ぎるとTiCの析出によってHAZが
硬化、靭性の劣化を招くので、その上限を0.09％とし
た。

つぎにN,O量であるが、その下限はTiO,TiNを生成させ
るための最小必要量である。Ｎの上限0.005％は固溶Ｎ
によるHAZ靭性の劣化を防止するためであり、またＯの
上限0.0050％は非金属介在物の生成による鋼の清浄度、
靭性劣化を防止するためである。

単に個々の元素量を限定するだけでは優れた特性は得
られないので、さらにそのバランスを0.03％≦Ti％−２
（Ｏ％）−3.4（Ｎ％）≦0.07％に限定した。Ti,N,O量
が、この範囲内にあると特性は飛躍的に向上する。上式
はTiO（Ti₂O₃）、TiNが生成すると考えたとき、化学量
論的なTiの過不足量を表現したものである。下限はTi量
の不足によるTiN,TiO生成量の不足を防ぐためであり、
上限はTiCによる過剰の析出硬化を防止するためであ
る。

しかし、たとえ微細TiN,TiOやTiCが十分に得られたと
しても、基本成分が適切でないと優れた特性のバランス
は達成できない。以下、この点について説明する。

Ｃの下限0.04％は、母材および溶接部の強度の確保な
らびにTi,Nbによる強靭性効果（炭化物による析出硬化
など）を発揮させるための最小量である。しかしＣ量が
多過ぎると溶接性の著しい劣化を招くので、上限を0.12
％とした。

Siは多く添加すると溶接性、HAZ靭性を劣化させるた
め、上限を0.5％とした。鋼の脱酸はTiのみでも十分で
あり、Siはかならずしも添加する必要はない。

Mnは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は1.2％である。しかしMn量が多過ぎると焼入
性が増加して溶接性、HAZ靭性を劣化させるだけでな
く、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を2.
0％とした。

本発明鋼において不純物であるP,Sをそれぞれ0.03
％、0.005％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭
性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破
壊を防止し、Ｓ量の低減はMnSによる靭性の劣化を防止
する。好ましいP,S量はそれぞれ0.01,0.003％以下であ
る。

つぎにNb,Ni,Cu,Crを添加する理由について説明す
る。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主
たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、
強度、靭性などの特性向上をはかるためである。したが
って、その添加量は自ら制限される性質のものである。

Nbはミクロ組織の微細化による低温靭性の向上や焼入
性の増大、析出硬化による高強度化など優れた効果を有
する元素であり、0.005％以上添加する。しかし、添加
量が多過ぎると溶接性やHAZ靭性の劣化を招くので、そ
の上限を0.05％とした。

Niは溶接性、HAZ靭性に悪影響をおよぼすことなく、
強度、靭性をともに向上させるほか、Cu添加時の熱間割
れ防止にも効果があり、0.05％以上添加する。しかし0.
3％を超えると経済性の点で好ましくないため、その上
限を0.3％とした。

Cuは耐食性、耐水素誘起割れ性にも効果があり、0.05
％以上添加するが、0.3％を超えると熱間圧延時にCu−
クラックが生じ、製造が困難になる。このため上限を0.
3％とした。

Crは母材、溶接部の強度を高める元素であるが、多過
ぎると溶接性やHAZ靭性を著しく劣化させる。このためC
r添加量の下限は0.05％で、上限は0.5％である。

上記のようなTi添加による強靭化効果を十分に得るに
は、製造法が適切でなければならず、鋼（スラブ）の再
加熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。まず再加
熱温度を1100〜1250℃の範囲に限定する。

再加熱温度はTi,Nb析出物を固溶させ、かつ圧延終了
温度を確保するために1100℃以上としなければならない
（望ましくは1150℃以上）。この温度以下では、Tiが十
分に固溶せず目的とする強度が得られない。しかし再加
熱温度が1250℃超では、オーステナイト粒（γ粒）が著
しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないた
め、優れた低温靭性が得られない。このため再加熱温度
を1250℃以下とする。

さらに950℃以下の累積圧下量を40％以上、圧延終了
温度を650〜850℃としなければならない。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、
フェライト粒径の徹底的な微細化をはかって低温靭性を
改善するためである。

累積圧下量が40％未満ではγ組織の延伸化が不十分
で、微細なフェライト粒が得られない。また圧延終了温
度が850℃超では、たとえ累積圧下量が40％以上でも微
細なフェライト粒は達成できない。しかし圧延終了温度
が低下し過ぎると過度の（γ−α）２相域圧延となり、
低温靭性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を650
℃とした。

圧延後の冷却条件は、空冷または加速冷却が望まし
い。加速冷却の条件としては圧延後、ただちに冷却速度
10〜40℃/secで600℃以下の任意の温度まで冷却、その
後空冷することが望ましい。なおこの鋼を製造後、十分
な焼戻、脱水素などの目的でAc₁点以下の温度で再加熱
しても本発明の特徴を損なうものではない。

（実施例）転炉−連続鋳造−厚板工程で鋼板（厚み10〜32mm）を
製造し、その強度、靭性、HAZ靭性を調査した。

表１に実施例を示す。

本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はす
べて良好な特性を有する。これに対して本発明によらな
い比較鋼は、強度、HAZ靭性に劣る。

第１図はシャルピー試験片のノッチ位置を示す。

比較鋼10〜13において、鋼10はAl量が高く、Ti酸化物
が十分に生成しないために、また鋼11は酸素量が多過ぎ
るために、HAZ靭性が劣る。鋼12はMn量が少ないため
に、母材強度とHAZ靭性がともに劣る。鋼13はｆ（Ti）
が高いために、HAZ靭性が劣る。さらに比較鋼14,15で
は、鋼14はｆ（Ti）が低いために、鋼15は再加熱温度が
低いために、母材の強度が十分でない。比較鋼16は圧延
終了温度が低過ぎるために、母材の靭性が悪い。

（発明の効果）本発明により、低温靭性、溶接性の優れた高強度ライ
ンパイプの製造が可能となった。その結果、現場での溶
接施行能率やパイプラインの安全性が著しく向上した。

【図面の簡単な説明】

第１図はシャルピー試験片のノッチ位置の説明図であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭64−15321（ＪＰ，Ａ) 特開平２−163316（ＪＰ，Ａ) 特公昭58−9815（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/02

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比で、 C :0.04〜0.12％、 Si:0.5％以下、 Mn:1.2〜2.0％、 P :0.03％以下、 S :0.005％以下、 Ti:0.04〜0.09％、 Al:0.004％以下、 N :0.002〜0.005％、 O :0.0015〜0.0050％、 0.03％≦Ti％−２（Ｏ％）−3.4（Ｎ％）≦0.07％残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を1100℃〜12
50℃の温度範囲に加熱して、950℃以下の累積圧下量40
％以上、圧延終了温度650℃〜850℃で圧延を行なった
後、空冷または加速冷却することを特徴とする低温靭性
の優れた高張力鋼板の製造法。
【請求項２】重量比で、 Nb:0.005〜0.05％、 Ni:0.05〜0.3％、 Cu:0.05〜0.3％、 Cr:0.05〜0.5％の１種または２種を含有する鋼であることを特徴とする
請求項１記載の低温靭性の優れた高張力鋼板の製造法。