JP3009558B2 - 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩ
Ｃ）性及び耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れた
耐サワーラインパイプ用高強度鋼板（米国石油協会（Ａ
ＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み１１mm以下）の製造
方法に関するものである。
Ｃ）性及び耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れた
耐サワーラインパイプ用高強度鋼板（米国石油協会（Ａ
ＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み１１mm以下）の製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径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。さらに近
年、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質
資源の開発に伴って、パイプラインのサワー化が進行
し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー性）
が求められるようになった。
然ガス輸送用大径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。さらに近
年、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質
資源の開発に伴って、パイプラインのサワー化が進行
し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー性）
が求められるようになった。
【０００３】従来、優れた耐サワー性を有するラインパ
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の改善などの技術
を駆使して製造されてきた（たとえば特公昭６３−００
１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の改善などの技術
を駆使して製造されてきた（たとえば特公昭６３−００
１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
【０００４】加速冷却の適用は中心偏析を含めたミクロ
組織を改善し、耐ＨＩＣ性の向上に非常に有効な手段で
あり、このためにはＡｒ3 以上の温度からの冷却開始が
必須である。しかしながら、従来の圧延では、板厚が１
１mm以下の薄手鋼板は圧延中の鋼板温度の低下が大き
く、Ａｒ3 以上からの加速冷却を開始するためには、仕
上圧延の開始温度を上昇させて圧延終了温度を高温化し
なければならなかった。このような圧延温度域の上昇は
γ低温域での累積圧下量を減少させ、組織の微細化にと
って不利であり、靭性を劣化させる。そこで、従来、薄
手耐サワー鋼板の製造には、耐サワー性と靭性の両立の
観点から、スラブの均熱拡散処理によって耐サワー性を
確保し、圧延終了温度の低温化によって靭性を確保して
きた（たとえば特開昭６１−２７９６２１号公報）。し
かしながらスラブの均熱拡散処理は、高温で長時間にわ
たるために、大幅なコストの上昇を招くという問題点が
あった。
組織を改善し、耐ＨＩＣ性の向上に非常に有効な手段で
あり、このためにはＡｒ3 以上の温度からの冷却開始が
必須である。しかしながら、従来の圧延では、板厚が１
１mm以下の薄手鋼板は圧延中の鋼板温度の低下が大き
く、Ａｒ3 以上からの加速冷却を開始するためには、仕
上圧延の開始温度を上昇させて圧延終了温度を高温化し
なければならなかった。このような圧延温度域の上昇は
γ低温域での累積圧下量を減少させ、組織の微細化にと
って不利であり、靭性を劣化させる。そこで、従来、薄
手耐サワー鋼板の製造には、耐サワー性と靭性の両立の
観点から、スラブの均熱拡散処理によって耐サワー性を
確保し、圧延終了温度の低温化によって靭性を確保して
きた（たとえば特開昭６１−２７９６２１号公報）。し
かしながらスラブの均熱拡散処理は、高温で長時間にわ
たるために、大幅なコストの上昇を招くという問題点が
あった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は耐サワー性の
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する薄
手鋼管（電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管など）用の板厚１１mm以
下の鋼板の製造法を提供するものである。
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する薄
手鋼管（電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管など）用の板厚１１mm以
下の鋼板の製造法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、 Ｃ ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２５％以下 を含有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらに必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％未満、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％ の一種または二種以上を含有する残部が鉄及び不可避的
不純物からなる鋼を、１０５０〜１３００℃の温度範囲
に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量を６０％以上と
し、かつ圧延最終５パスにおいて１パス当たりの圧下率
が１５％以上の圧下を３回以上行い、９８０℃以下で圧
延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から冷却速度３〜４
０℃／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷する
ことである。
で、 Ｃ ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２５％以下 を含有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらに必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％未満、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％ の一種または二種以上を含有する残部が鉄及び不可避的
不純物からなる鋼を、１０５０〜１３００℃の温度範囲
に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量を６０％以上と
し、かつ圧延最終５パスにおいて１パス当たりの圧下率
が１５％以上の圧下を３回以上行い、９８０℃以下で圧
延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から冷却速度３〜４
０℃／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷する
ことである。
【０００７】以下、本発明について詳細に説明する。高
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐サ
ワー性を得るためには、まず第一にその化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ，Ｐ量を低減した。
この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心偏析を改善
し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためである。Ｘ６０
以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くなるが、Ｃ量の
増加はＣＣスラブの中心偏析帯におけるＭｎ，Ｐ偏析を
強め、硬化組織の生成を助長して耐サワー性を著しく劣
化させる。
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐サ
ワー性を得るためには、まず第一にその化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ，Ｐ量を低減した。
この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心偏析を改善
し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためである。Ｘ６０
以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くなるが、Ｃ量の
増加はＣＣスラブの中心偏析帯におけるＭｎ，Ｐ偏析を
強め、硬化組織の生成を助長して耐サワー性を著しく劣
化させる。
【０００８】これを防止するためＣ量の上限は０．１０
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・靭性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減に加
えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析を軽
減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・靭性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減に加
えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析を軽
減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。
【０００９】このためＭｎ，Ｐ量の上限を、それぞれ
１．５％，０．０１０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．
８％は母材・溶接部の強度を確保するための最小量であ
る。一方、Ｐ量は低いほど、耐サワー性は向上する。
１．５％，０．０１０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．
８％は母材・溶接部の強度を確保するための最小量であ
る。一方、Ｐ量は低いほど、耐サワー性は向上する。
【００１０】本発明鋼は必須の元素としてＮｂ：０．０
１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有
する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬
化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細なＴ
ｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑
制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。
１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有
する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬
化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細なＴ
ｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑
制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。
【００１１】とくに良好な低温靭性を必要とする本発明
鋼では、Ｎｂ，Ｔｉ添加は必須であることがわかった。
Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がその効果を発揮
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靭性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。
鋼では、Ｎｂ，Ｔｉ添加は必須であることがわかった。
Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がその効果を発揮
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靭性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。
【００１２】つぎに、その他元素の限定理由について説
明する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、その上限を０．５％とした。鋼の脱
酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。本発明鋼においては不純物であるＳ
を０．００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０
≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦
７．０とする。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは
圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止す
るには、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の
形態を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）とし
なければならない。
明する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、その上限を０．５％とした。鋼の脱
酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。本発明鋼においては不純物であるＳ
を０．００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０
≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦
７．０とする。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは
圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止す
るには、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の
形態を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）とし
なければならない。
【００１３】そこでＳ量を０．００１％以下とし、Ｃａ
を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化物
の形態制御を十分に行うため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕（１
−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧１．０とした。し
かしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、Ｈ
ＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０とした。
上記に関連してＯ量を０．００２５％以下に限定した。
これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を低減し、Ｃ
ａ量で硫化物の形態制御を行うためである。Ａｌは脱酸
元素として鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＴｉある
いはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する必要はな
い。Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ系非金属介在
物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限を０．
０５％とした。
を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化物
の形態制御を十分に行うため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕（１
−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧１．０とした。し
かしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、Ｈ
ＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０とした。
上記に関連してＯ量を０．００２５％以下に限定した。
これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を低減し、Ｃ
ａ量で硫化物の形態制御を行うためである。Ａｌは脱酸
元素として鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＴｉある
いはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する必要はな
い。Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ系非金属介在
物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限を０．
０５％とした。
【００１４】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
【００１５】次に選択元素であるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｖ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な目的は、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
の向上を図るためである。従って、その添加量は自ら制
限されるべき性質のものであり、下限はこれらの実質的
な効果が得られる最小量である。
ｕ，Ｖ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な目的は、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
の向上を図るためである。従って、その添加量は自ら制
限されるべき性質のものであり、下限はこれらの実質的
な効果が得られる最小量である。
【００１６】Ｎｉは溶接性及びＨＡＺ靭性に悪影響を及
ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるため、また
過剰な添加は溶接性に好ましくないため、下限を０．１
％、上限を０．５％とした。Ｍｏは母材の強度、靭性を
ともに向上させるため、また過剰な添加は母材及びＨＡ
Ｚ靭性、溶接性の劣化を招くため、下限を０．１％、上
限を０．５％とした。
ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるため、また
過剰な添加は溶接性に好ましくないため、下限を０．１
％、上限を０．５％とした。Ｍｏは母材の強度、靭性を
ともに向上させるため、また過剰な添加は母材及びＨＡ
Ｚ靭性、溶接性の劣化を招くため、下限を０．１％、上
限を０．５％とした。
【００１７】ＣｒはＣＣスラブにおいて中心偏析し難
く、かつ母材の強度を向上させるため、また過剰な添加
は母材及びＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるため、下限
を０．１％、上限を０．５％未満とした。ＣｕはＮｉと
ほぼ同様の効果を有する。また過剰な添加は熱間圧延時
にＣｕ−クラックを発生し製造が困難となるため、下限
を０．１％、上限を０．５％とした。ＶはＮｂとほぼ同
様な効果を有し、ミクロ組織の微細化による靭性の向上
や、焼入れ性の増大、析出硬化による強度の向上を可能
とする。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靭性、溶接性の劣
化を招くため、下限を０．０１％、上限を０．１％とし
た。
く、かつ母材の強度を向上させるため、また過剰な添加
は母材及びＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるため、下限
を０．１％、上限を０．５％未満とした。ＣｕはＮｉと
ほぼ同様の効果を有する。また過剰な添加は熱間圧延時
にＣｕ−クラックを発生し製造が困難となるため、下限
を０．１％、上限を０．５％とした。ＶはＮｂとほぼ同
様な効果を有し、ミクロ組織の微細化による靭性の向上
や、焼入れ性の増大、析出硬化による強度の向上を可能
とする。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靭性、溶接性の劣
化を招くため、下限を０．０１％、上限を０．１％とし
た。
【００１８】上記のような鋼において母材の低温靭性を
改善するためには、さらに製造法が適切でなければなら
ない。このため鋼（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１０５０〜１
３００℃の範囲に限定する。再加熱温度は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１０５０
℃以上としなければならない（望ましい再加熱温度は１
１５０〜１２５０℃である）。しかし再加熱温度が１３
００℃以上では、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１３００℃以下とした。
改善するためには、さらに製造法が適切でなければなら
ない。このため鋼（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１０５０〜１
３００℃の範囲に限定する。再加熱温度は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１０５０
℃以上としなければならない（望ましい再加熱温度は１
１５０〜１２５０℃である）。しかし再加熱温度が１３
００℃以上では、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１３００℃以下とした。
【００１９】さらに１０００℃以下での累積圧下量を６
０％以上とし、かつ圧延最終５パスにおいて１パス当た
りの圧下率が１５％以上の圧下を３回以上行い、９８０
℃以下で圧延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から加速
冷却されなければならない。１０００℃以下での累積圧
下量を６０％以上とすることにより、γ再結晶域では再
結晶の繰り返しによりγ粒の細粒化及び整粒化を、γ未
再結晶域ではγ粒の延伸化及び粒内への歪の導入を促進
し、組織を微細化して靭性を改善する。１０００℃以下
での累積圧下量が６０％未満であると、組織の微細化が
不十分であり、靭性が劣化する。
０％以上とし、かつ圧延最終５パスにおいて１パス当た
りの圧下率が１５％以上の圧下を３回以上行い、９８０
℃以下で圧延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から加速
冷却されなければならない。１０００℃以下での累積圧
下量を６０％以上とすることにより、γ再結晶域では再
結晶の繰り返しによりγ粒の細粒化及び整粒化を、γ未
再結晶域ではγ粒の延伸化及び粒内への歪の導入を促進
し、組織を微細化して靭性を改善する。１０００℃以下
での累積圧下量が６０％未満であると、組織の微細化が
不十分であり、靭性が劣化する。
【００２０】圧延最終５パスにおいて１パス当たりの圧
下率が１５％以上の圧下を３回以上行うことは本発明の
特徴である。発明者らの検討の結果、このような１パス
当たりの圧下率が大きい圧延においては、パス回数の減
少に伴うロール抜熱量の低下や圧下率の増大に伴う加工
発熱量の増加により鋼板温度が低下し難くなり、板厚が
１１mm以下の薄手鋼板においても、仕上噛込み温度が従
来のままで圧延終了温度の高温化が可能となることがわ
かった。
下率が１５％以上の圧下を３回以上行うことは本発明の
特徴である。発明者らの検討の結果、このような１パス
当たりの圧下率が大きい圧延においては、パス回数の減
少に伴うロール抜熱量の低下や圧下率の増大に伴う加工
発熱量の増加により鋼板温度が低下し難くなり、板厚が
１１mm以下の薄手鋼板においても、仕上噛込み温度が従
来のままで圧延終了温度の高温化が可能となることがわ
かった。
【００２１】さらに、１パス当たりの圧下率の上昇によ
ってγ再結晶の繰り返しや、未再結晶γ粒の延伸化及び
歪の導入が促進され、圧延最終温度が高温化しても組織
は微細化し、靭性の確保が可能であることがわかった。
以上の結果、本発明法によって、板厚１１mm以下の薄手
鋼板において靭性を劣化させずに圧延終了温度の高温化
が図れ、Ａｒ3 以上からの加速冷却の適用によって耐サ
ワー性の確保が可能となった。
ってγ再結晶の繰り返しや、未再結晶γ粒の延伸化及び
歪の導入が促進され、圧延最終温度が高温化しても組織
は微細化し、靭性の確保が可能であることがわかった。
以上の結果、本発明法によって、板厚１１mm以下の薄手
鋼板において靭性を劣化させずに圧延終了温度の高温化
が図れ、Ａｒ3 以上からの加速冷却の適用によって耐サ
ワー性の確保が可能となった。
【００２２】図１に本発明法と従来法の圧延・冷却工程
における鋼板温度履歴模式図を示す。圧延最終パス５パ
スにおいて１５％以上の圧下が２回以下、あるいは１パ
ス当たりの圧下率が１５％未満であると、圧延終了温度
の高温化と組織の微細化による靭性の確保との両立は不
可能である。
における鋼板温度履歴模式図を示す。圧延最終パス５パ
スにおいて１５％以上の圧下が２回以下、あるいは１パ
ス当たりの圧下率が１５％未満であると、圧延終了温度
の高温化と組織の微細化による靭性の確保との両立は不
可能である。
【００２３】圧延終了温度が９８０℃を超えるような高
温仕上げでは、たとえ１０００℃以下の累積圧下量や１
パス当たりの圧下率が大きくても、組織は粗大化してし
まい、靭性は劣化する。加速冷却はＡｒ3 以上の温度か
ら冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水
冷、その後空冷しなければならない。加速冷却は中心偏
析帯を含めたミクロ組織の改善に有効であり、耐ＨＩＣ
性の向上と、靭性を損なわずに強度の増加を可能とす
る。
温仕上げでは、たとえ１０００℃以下の累積圧下量や１
パス当たりの圧下率が大きくても、組織は粗大化してし
まい、靭性は劣化する。加速冷却はＡｒ3 以上の温度か
ら冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水
冷、その後空冷しなければならない。加速冷却は中心偏
析帯を含めたミクロ組織の改善に有効であり、耐ＨＩＣ
性の向上と、靭性を損なわずに強度の増加を可能とす
る。
【００２４】冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高
すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミク
ロ組織を得ることができない。一方、冷却速度が大きす
ぎたり、停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温
靭性や耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。なお、この鋼を製
造後、焼戻、脱水素などの目的でＡｃ1 点以下の温度で
再加熱処理しても本発明の特徴を損なうものではない。
また省エネルギーなどを目的としてＣＣスラブを加熱炉
にホットチャージ圧延してもよい。
すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミク
ロ組織を得ることができない。一方、冷却速度が大きす
ぎたり、停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温
靭性や耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。なお、この鋼を製
造後、焼戻、脱水素などの目的でＡｃ1 点以下の温度で
再加熱処理しても本発明の特徴を損なうものではない。
また省エネルギーなどを目的としてＣＣスラブを加熱炉
にホットチャージ圧延してもよい。
【００２５】本発明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（この場
合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。ま
た、この方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も
優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧
力容器などにも適用できる。
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場
合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。ま
た、この方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も
優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧
力容器などにも適用できる。
【００２６】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（板厚１０〜１５mm）を製造し、その強度、靭性、
耐ＨＩＣ性を調査した。なお、スラブの均熱拡散処理は
実施していない。表１，表２に実施例を示す。
鋼板（板厚１０〜１５mm）を製造し、その強度、靭性、
耐ＨＩＣ性を調査した。なお、スラブの均熱拡散処理は
実施していない。表１，表２に実施例を示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】本発明法に従って製造した鋼板（本発明鋼
板）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、靭性、耐ＨＩＣ性のいずれか
が劣る。比較鋼９〜２０において、鋼９，１０はそれぞ
れＣ量，Ｍｎ量が高すぎるため、靭性あるいは耐ＨＩＣ
性が劣る。鋼１１はＰ，Ｓ量が高く、かつ硫化物の形態
制御の指数であるＥＳＳＰが１．０以上を満足しないた
め、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１２はＮｂを含有しないた
め、靭性が劣る。鋼１３はＣａが添加されていないた
め、耐ＨＩＣ性が劣る。
板）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、靭性、耐ＨＩＣ性のいずれか
が劣る。比較鋼９〜２０において、鋼９，１０はそれぞ
れＣ量，Ｍｎ量が高すぎるため、靭性あるいは耐ＨＩＣ
性が劣る。鋼１１はＰ，Ｓ量が高く、かつ硫化物の形態
制御の指数であるＥＳＳＰが１．０以上を満足しないた
め、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１２はＮｂを含有しないた
め、靭性が劣る。鋼１３はＣａが添加されていないた
め、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３２】鋼１４〜２０は成分は本発明と同様である
が、製造条件が適当でないために、強度、靭性、耐ＨＩ
Ｃ性のいずれかが劣る。鋼１４はスラブ再加熱温度が低
いために、Ｎｂの固溶が不十分で、かつ水冷開始温度が
低すぎ、靭性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１５は１０００℃
以下の累積圧下量が小さいため、靭性が劣る。
が、製造条件が適当でないために、強度、靭性、耐ＨＩ
Ｃ性のいずれかが劣る。鋼１４はスラブ再加熱温度が低
いために、Ｎｂの固溶が不十分で、かつ水冷開始温度が
低すぎ、靭性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１５は１０００℃
以下の累積圧下量が小さいため、靭性が劣る。
【００３３】鋼１６，１７は圧延最終５パスにおいて１
パス当たりの圧下率が小さい、あるいは１５％以上の圧
下の回数が少ないために、水冷開始温度が低すぎ、耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１８は圧延終了温度が高すぎるため、
靭性が劣る。鋼１９は加速冷却を適用しないため、強
度、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２０は水冷停止温度が高すぎ
るため、耐ＨＩＣ性が劣る。
パス当たりの圧下率が小さい、あるいは１５％以上の圧
下の回数が少ないために、水冷開始温度が低すぎ、耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１８は圧延終了温度が高すぎるため、
靭性が劣る。鋼１９は加速冷却を適用しないため、強
度、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２０は水冷停止温度が高すぎ
るため、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３４】
【発明の効果】本発明によって、薄手耐サワー高強度鋼
板の製造に従来余儀なくされていたスラブの均熱拡散処
理が省略でき、これに代えて生産性の高い加速冷却の適
用が可能となった。その結果、低コストで優れた特性を
有する薄手耐サワー高強度鋼板を製造することが可能と
なった。
板の製造に従来余儀なくされていたスラブの均熱拡散処
理が省略でき、これに代えて生産性の高い加速冷却の適
用が可能となった。その結果、低コストで優れた特性を
有する薄手耐サワー高強度鋼板を製造することが可能と
なった。
【図１】圧延・冷却工程における鋼板温度履歴模式図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−9575（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358021（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−9573（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−136929（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−25739（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C22C 38/00 - 38/60 B21B 1/00 - 3/02
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２５％以下 を含有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ 残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、１０５０〜
１３００℃の温度範囲に加熱し、１０００℃以下の累積
圧下量を６０％以上とし、かつ圧延最終５パスにおいて
１パス当たりの圧下率が１５％以上の圧下を３回以上行
い、９８０℃以下で圧延を終了した後、Ａｒ3 以上の温
度から冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで
水冷、その後放冷することを特徴とする耐サワー性の優
れた板厚１１mm以下の薄手高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 鋼成分が、さらに重量％で、 Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％未満、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％ の一種あるいは二種以上を含有することを特徴とする請
求項１記載の耐サワー性の優れた板厚１１mm以下の薄手
高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5043813A JP3009558B2 (ja) | 1993-03-04 | 1993-03-04 | 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5043813A JP3009558B2 (ja) | 1993-03-04 | 1993-03-04 | 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06256842A JPH06256842A (ja) | 1994-09-13 |
| JP3009558B2 true JP3009558B2 (ja) | 2000-02-14 |
Family
ID=12674187
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|---|---|---|---|
| JP5043813A Expired - Fee Related JP3009558B2 (ja) | 1993-03-04 | 1993-03-04 | 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 |
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| JP (1) | JP3009558B2 (ja) |
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| JP4788146B2 (ja) * | 2004-03-09 | 2011-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐時効性に優れた低ｙｒ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法 |
| JP5487892B2 (ja) * | 2009-11-12 | 2014-05-14 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| EP3816311B1 (en) | 2018-06-29 | 2023-04-26 | Nippon Steel Corporation | Steel pipe and steel sheet |
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-
1993
- 1993-03-04 JP JP5043813A patent/JP3009558B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH06256842A (ja) | 1994-09-13 |
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