JP3301348B2 - 熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
熱延高張力鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、電縫鋼管やスパイラ
ル鋼管あるいはＵＯ鋼管等の素材として最適な“耐水素
誘起割れ性と靱性に優れた熱延高張力鋼板”の製造方法
に関するものである。
ル鋼管あるいはＵＯ鋼管等の素材として最適な“耐水素
誘起割れ性と靱性に優れた熱延高張力鋼板”の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来技術とその課題】近年、原油や天然ガスの輸送に
は“熱延鋼板を成形・溶接して製造した鋼管”で構築さ
れたパイプラインが重要な役割を担うようになったが、
最近では原油，天然ガス資源の安定供給を求めて条件の
厳しい地域にまで採掘の手が延びるようになり、その結
果パイプラインも厳しい環境下に敷設されることが多く
なって、寒冷地での使用や硫化水素を含むサワ−オイ
ル，サワ−ガスを輸送することが珍しくない状況となっ
ている。また、厳しい環境下で大規模なパイプライン建
設が強いられるようになったことから、軽量化による作
業性向上の観点より、ラインパイプ用鋼板に対する高張
力化の要望も強くなってきている。従って、ラインパイ
プの素材である熱延鋼板は、造管のために成形性の良い
ことは勿論、高強度，優れた低温靱性，優れた耐サワ−
性（つまり優れた耐水素誘起割れ性）を兼ね備えること
が必要となってきた。
は“熱延鋼板を成形・溶接して製造した鋼管”で構築さ
れたパイプラインが重要な役割を担うようになったが、
最近では原油，天然ガス資源の安定供給を求めて条件の
厳しい地域にまで採掘の手が延びるようになり、その結
果パイプラインも厳しい環境下に敷設されることが多く
なって、寒冷地での使用や硫化水素を含むサワ−オイ
ル，サワ−ガスを輸送することが珍しくない状況となっ
ている。また、厳しい環境下で大規模なパイプライン建
設が強いられるようになったことから、軽量化による作
業性向上の観点より、ラインパイプ用鋼板に対する高張
力化の要望も強くなってきている。従って、ラインパイ
プの素材である熱延鋼板は、造管のために成形性の良い
ことは勿論、高強度，優れた低温靱性，優れた耐サワ−
性（つまり優れた耐水素誘起割れ性）を兼ね備えること
が必要となってきた。
【０００３】なお、ラインパイプ用熱延鋼板の靱性向上
策に関しては、例えば特開昭６３−２２７７１５号公報
に「熱間圧延を終了した鋼板の巻取温度を５００℃を下
回る低い温度域にまで下げる方法」が開示されている。
しかし、低温で巻き取るこの方法は、鋼板が硬くなるた
め巻取り装置の能力の面から製造可能範囲が限定される
ばかりか、温度ムラが発生して平坦さが崩れやすく、そ
のため巻取った際の形状（姿）が不良となってその後の
作業に支障を来たす懸念が拭えないものであった。
策に関しては、例えば特開昭６３−２２７７１５号公報
に「熱間圧延を終了した鋼板の巻取温度を５００℃を下
回る低い温度域にまで下げる方法」が開示されている。
しかし、低温で巻き取るこの方法は、鋼板が硬くなるた
め巻取り装置の能力の面から製造可能範囲が限定される
ばかりか、温度ムラが発生して平坦さが崩れやすく、そ
のため巻取った際の形状（姿）が不良となってその後の
作業に支障を来たす懸念が拭えないものであった。
【０００４】一方、耐水素誘起割れ性の改善については
介在物の減少に加えて偏析の抑制が重要であることが知
られており、例えば特開平６−８１０３４号公報には、
ラインパイプ用熱延鋼板の耐水素誘起割れ性改善策とし
て「連続鋳造鋳片を熱延用加熱炉にダイレクトチャ−ジ
すると共にここで１２５０℃以上の高温域に１０時間以
上加熱して偏析を拡散させる方法」が開示されている。
しかし、鋳片の高温長時間加熱を行うこの方法では、加
熱によってオ−ステナイト粒が通常方法での圧延では十
分に細粒化できないほどに大きくなり、そのため得られ
る熱延鋼板の靱性が低下するという問題があった。
介在物の減少に加えて偏析の抑制が重要であることが知
られており、例えば特開平６−８１０３４号公報には、
ラインパイプ用熱延鋼板の耐水素誘起割れ性改善策とし
て「連続鋳造鋳片を熱延用加熱炉にダイレクトチャ−ジ
すると共にここで１２５０℃以上の高温域に１０時間以
上加熱して偏析を拡散させる方法」が開示されている。
しかし、鋳片の高温長時間加熱を行うこの方法では、加
熱によってオ−ステナイト粒が通常方法での圧延では十
分に細粒化できないほどに大きくなり、そのため得られ
る熱延鋼板の靱性が低下するという問題があった。
【０００５】このようなことから、本発明が目的とした
のは、前述したような従来技術の問題点を解決し、ライ
ンパイプ用として必要な高強度と優れた低温靱性，耐水
素誘起割れ性を備えると共に、良好な成形性をも有した
熱延高張力鋼板の製造方法を提供することである。
のは、前述したような従来技術の問題点を解決し、ライ
ンパイプ用として必要な高強度と優れた低温靱性，耐水
素誘起割れ性を備えると共に、良好な成形性をも有した
熱延高張力鋼板の製造方法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は上
記目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、次に示すよ
うな知見を得ることができた。即ち、熱延鋼板の素材鋼
として強度，靱性，成形性，耐水素誘起割れ性に留意し
て特定化学組成に成分調整したNb添加鋼を用いると共
に、その熱間圧延においては、粗圧延の工程で十分な圧
下率を加えた後に一旦再結晶促進のための“待機時間”
を確保し、続いて再度粗圧延を１パスだけ施して再結晶
粒の完全細粒化とフェライト粒微細化の下地を強化した
後、熱間仕上圧延を開始するまでの間で更に“待機時
間”を確保して未再結晶粒を十分に微細再結晶粒化さ
せ、熱間仕上圧延，加速冷却，適量のフェライト生成の
ための加速冷却途中の空冷，再度の加速冷却を施してか
ら巻取りを行うと、スラブの高温加熱による靱性劣化を
懸念することなく、また巻取温度を過度に低下させて靱
性改善を図る必要もなく、ラインパイプ用として必要な
高強度，優れた低温靱性，優れた耐水素誘起割れ性，良
好な成形性を兼備した熱延高張力鋼板の安定製造が可能
になることを見出したのである。
記目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、次に示すよ
うな知見を得ることができた。即ち、熱延鋼板の素材鋼
として強度，靱性，成形性，耐水素誘起割れ性に留意し
て特定化学組成に成分調整したNb添加鋼を用いると共
に、その熱間圧延においては、粗圧延の工程で十分な圧
下率を加えた後に一旦再結晶促進のための“待機時間”
を確保し、続いて再度粗圧延を１パスだけ施して再結晶
粒の完全細粒化とフェライト粒微細化の下地を強化した
後、熱間仕上圧延を開始するまでの間で更に“待機時
間”を確保して未再結晶粒を十分に微細再結晶粒化さ
せ、熱間仕上圧延，加速冷却，適量のフェライト生成の
ための加速冷却途中の空冷，再度の加速冷却を施してか
ら巻取りを行うと、スラブの高温加熱による靱性劣化を
懸念することなく、また巻取温度を過度に低下させて靱
性改善を図る必要もなく、ラインパイプ用として必要な
高強度，優れた低温靱性，優れた耐水素誘起割れ性，良
好な成形性を兼備した熱延高張力鋼板の安定製造が可能
になることを見出したのである。
【０００７】本発明は、上記知見事項等を基にして完成
されたものであって、 「 Ｃ：0.04〜0.12％（以降、 成分割合を表す％は重量％とする), Si： 0.5％以下， Mn： 1.0〜 1.8％， Ｐ：0.03％以下， Ｓ： 0.005％以下， Al： 0.005〜0.08％， Ｎ：0.0080％以下， Nb：0.02〜0.06％， Ti：0.04％以下 を含むか、 あるいは更に Cu： 0.5％以下， Ni： 0.5％以下， Cr： 0.5％以下， Mo： 0.5％以下， Ｖ：0.10％以下， Ca：0.01％以下 のうちの１種又は２種以上をも含むと共に残部がFe及び
不可避不純物から成る鋼片を、 １１５０〜１２５０℃に
加熱し、 まず圧下率の累計が４０％以上となる粗圧延を
行った後、 一旦３０〜１８０秒間保持し、 引き続いて９
５０〜１０５０℃の温度域で圧下率１５％以上の粗圧延
を更に１パス行って熱間粗圧延を終了し、次いで、 この
粗圧延終了の５〜１２０秒後から熱間仕上圧延を開始し
て７５０〜８５０℃で該仕上圧延を終えた後、 ３〜５０
℃/sの冷却速度で５５０〜７００℃まで冷却し、 ここで
２〜１０秒間の空冷を行ってから、 再度５００〜６２０
℃の温度域まで３〜８０℃/sの冷却速度で冷却して巻取
ることによって、 強度，低温靱性，耐水素誘起割れ性，
成形性に優れた熱延高張力鋼板を安定製造できるように
した点」を特徴とするものである。
されたものであって、 「 Ｃ：0.04〜0.12％（以降、 成分割合を表す％は重量％とする), Si： 0.5％以下， Mn： 1.0〜 1.8％， Ｐ：0.03％以下， Ｓ： 0.005％以下， Al： 0.005〜0.08％， Ｎ：0.0080％以下， Nb：0.02〜0.06％， Ti：0.04％以下 を含むか、 あるいは更に Cu： 0.5％以下， Ni： 0.5％以下， Cr： 0.5％以下， Mo： 0.5％以下， Ｖ：0.10％以下， Ca：0.01％以下 のうちの１種又は２種以上をも含むと共に残部がFe及び
不可避不純物から成る鋼片を、 １１５０〜１２５０℃に
加熱し、 まず圧下率の累計が４０％以上となる粗圧延を
行った後、 一旦３０〜１８０秒間保持し、 引き続いて９
５０〜１０５０℃の温度域で圧下率１５％以上の粗圧延
を更に１パス行って熱間粗圧延を終了し、次いで、 この
粗圧延終了の５〜１２０秒後から熱間仕上圧延を開始し
て７５０〜８５０℃で該仕上圧延を終えた後、 ３〜５０
℃/sの冷却速度で５５０〜７００℃まで冷却し、 ここで
２〜１０秒間の空冷を行ってから、 再度５００〜６２０
℃の温度域まで３〜８０℃/sの冷却速度で冷却して巻取
ることによって、 強度，低温靱性，耐水素誘起割れ性，
成形性に優れた熱延高張力鋼板を安定製造できるように
した点」を特徴とするものである。
【０００８】上述のように、本発明は、熱延高張力鋼板
の製造に際し、１１５０〜１２５０℃の高熱延加熱温度
や５００〜６２０℃での高温巻取りを採用しても寒冷地
で使用するラインパイプ用等として十分に満足できる靱
性が確保されるように、「粗圧延での再結晶促進のため
の“待機工程”」を取り入れたことを１つの大きな特徴
点としているが、以下、本発明において素材たる鋼片の
化学組成並びに鋼片の処理条件を前記の如くに限定した
理由をその作用と共に詳述する。
の製造に際し、１１５０〜１２５０℃の高熱延加熱温度
や５００〜６２０℃での高温巻取りを採用しても寒冷地
で使用するラインパイプ用等として十分に満足できる靱
性が確保されるように、「粗圧延での再結晶促進のため
の“待機工程”」を取り入れたことを１つの大きな特徴
点としているが、以下、本発明において素材たる鋼片の
化学組成並びに鋼片の処理条件を前記の如くに限定した
理由をその作用と共に詳述する。
【０００９】(A) 鋼片の化学組成 a) Ｃ Ｃは熱延鋼板に所望の高張力を確保するための重要な成
分であるが、その含有量が0.04％未満では必要な強度を
確保することができず、一方、0.12％を超えてＣを含有
させると靱性低下を招く。このため、Ｃ含有量は0.04〜
0.12％と定めたが、好ましくは0.05〜0.09％に調整する
のが良い。
分であるが、その含有量が0.04％未満では必要な強度を
確保することができず、一方、0.12％を超えてＣを含有
させると靱性低下を招く。このため、Ｃ含有量は0.04〜
0.12％と定めたが、好ましくは0.05〜0.09％に調整する
のが良い。
【００１０】b) Si Siは鋼の脱酸に有効な元素であるが、過剰に含有させる
と熱延鋼板の靱性を低下させることから、その含有量は
0.5％以下と定めた。
と熱延鋼板の靱性を低下させることから、その含有量は
0.5％以下と定めた。
【００１１】c) Mn Mnも熱延鋼板に所望の高張力を確保するための重要な成
分であるが、その含有量が 1.0％未満では必要な強度を
確保することができず、一方、 1.8％を超えてMnを含有
させると偏析が強くなって耐水素誘起割れ性が低下す
る。従って、Mn含有量は 1.0〜 1.8％と定めた。
分であるが、その含有量が 1.0％未満では必要な強度を
確保することができず、一方、 1.8％を超えてMnを含有
させると偏析が強くなって耐水素誘起割れ性が低下す
る。従って、Mn含有量は 1.0〜 1.8％と定めた。
【００１２】d) Ｐ Ｐは熱延鋼板の靱性，耐水素誘起割れ性の両方に悪影響
を及ぼす好ましくない不純物元素であり、本発明では所
望の靱性及び耐水素誘起割れ性を確保するためにＰ含有
量を0.03％以下と定めた。
を及ぼす好ましくない不純物元素であり、本発明では所
望の靱性及び耐水素誘起割れ性を確保するためにＰ含有
量を0.03％以下と定めた。
【００１３】e) Ｓ Ｓは、鋼中でMnＳを形成し水素集積部となって耐水素誘
起割れ性を劣化させる好ましくない不純物元素であるた
め、本発明では所望の耐水素誘起割れ性を確保すべくＳ
含有量を 0.005％以下と定めた。ただ、好ましくはＳ含
有量を0.0015％以下にまで低減するのが良い。
起割れ性を劣化させる好ましくない不純物元素であるた
め、本発明では所望の耐水素誘起割れ性を確保すべくＳ
含有量を 0.005％以下と定めた。ただ、好ましくはＳ含
有量を0.0015％以下にまで低減するのが良い。
【００１４】f) Al Alは鋼の脱酸のために添加される元素であるが、Al含有
量が 0.005％未満では脱酸効果が十分でなく、一方、0.
08％を超えて含有させても脱酸効果は飽和してしまうの
で経済的に不利となる。従って、Al含有量は 0.005〜0.
08％と定めた。
量が 0.005％未満では脱酸効果が十分でなく、一方、0.
08％を超えて含有させても脱酸効果は飽和してしまうの
で経済的に不利となる。従って、Al含有量は 0.005〜0.
08％と定めた。
【００１５】g) Ti Tiは鋼片（スラブ）のひび割れ防止のために添加される
成分であるが、0.04％を超えて添加してもその効果が飽
和することから、Ti含有量の上限を0.04％と定めた。
成分であるが、0.04％を超えて添加してもその効果が飽
和することから、Ti含有量の上限を0.04％と定めた。
【００１６】h) Ｎ Ｎは、鋼片（スラブ）の鋳造過程で窒化物として析出し
鋼片（スラブ）のひび割れの原因となる好ましくない不
純物元素であるため、その弊害を除くべくＮ含有量は0.
0080％以下と定めた。
鋼片（スラブ）のひび割れの原因となる好ましくない不
純物元素であるため、その弊害を除くべくＮ含有量は0.
0080％以下と定めた。
【００１７】i) Nb Nbは本発明において重要な成分であり、鋼板の強度確保
に寄与すると共に、細粒化作用によって鋼板の靱性を改
善する効果を発揮する。しかし、これらの効果はNb含有
量が0.02％未満では十分に現れず、一方、0.06％を超え
て含有させても効果が飽和して経済的に不利となる。従
って、Nb含有量については0.02〜0.06％と定めた。
に寄与すると共に、細粒化作用によって鋼板の靱性を改
善する効果を発揮する。しかし、これらの効果はNb含有
量が0.02％未満では十分に現れず、一方、0.06％を超え
て含有させても効果が飽和して経済的に不利となる。従
って、Nb含有量については0.02〜0.06％と定めた。
【００１８】j) Cu，Ni，Cr，Mo，Ｖ及びCa 更に、本発明では、以下に示す理由によって鋼中にCu:
0.5％以下，Ni:0.5％以下，Cr:0.5％以下，Mo:0.5％以
下，Ｖ：0.10％以下あるいはCa：0.01％以下を単独又は
複合で含有させても良い。Cu，Ni又はCrは、何れも熱延
鋼板の強化に有効であるだけでなく、水素吸収量の低減
にも効果を発揮する成分である。ただ、何れの成分も
0.5％を超えて含有させても前記効果が飽和して経済的
でないので、それらの含有量は 0.5％以下と定めた。ま
た、Moは変態強化を通じて熱延鋼板の強化に有効である
ばかりか、降伏比を下げて成形性を改善する効果を発揮
する成分でもある。しかし、 0.5％を超えて含有させる
とその効果は飽和してしまい、更にＨＡＺ部の靱性が劣
化するようにもなる。従って、Mo含有量は 0.5％以下と
定めた。更に、Ｖは析出強化によって熱延鋼板を強化す
る作用を有しているが、0.10％を超えて含有させても効
果が飽和してしまい経済的に不利となる。従って、Ｖ含
有量は0.10％以下と定めた。そして、Caは鋼中の介在物
を制御して水素割れの原因となるMnＳの量を減少するの
に効果を発揮する成分であるが、0.01％を超えて含有さ
せてもその効果が飽和し経済的でないので、Ca含有量は
0.01％以下と定めた。
0.5％以下，Ni:0.5％以下，Cr:0.5％以下，Mo:0.5％以
下，Ｖ：0.10％以下あるいはCa：0.01％以下を単独又は
複合で含有させても良い。Cu，Ni又はCrは、何れも熱延
鋼板の強化に有効であるだけでなく、水素吸収量の低減
にも効果を発揮する成分である。ただ、何れの成分も
0.5％を超えて含有させても前記効果が飽和して経済的
でないので、それらの含有量は 0.5％以下と定めた。ま
た、Moは変態強化を通じて熱延鋼板の強化に有効である
ばかりか、降伏比を下げて成形性を改善する効果を発揮
する成分でもある。しかし、 0.5％を超えて含有させる
とその効果は飽和してしまい、更にＨＡＺ部の靱性が劣
化するようにもなる。従って、Mo含有量は 0.5％以下と
定めた。更に、Ｖは析出強化によって熱延鋼板を強化す
る作用を有しているが、0.10％を超えて含有させても効
果が飽和してしまい経済的に不利となる。従って、Ｖ含
有量は0.10％以下と定めた。そして、Caは鋼中の介在物
を制御して水素割れの原因となるMnＳの量を減少するの
に効果を発揮する成分であるが、0.01％を超えて含有さ
せてもその効果が飽和し経済的でないので、Ca含有量は
0.01％以下と定めた。
【００１９】なお、上記以外の成分はFe及び不可避不純
物であるが、これら組成の鋼は例えば転炉，電気炉ある
いは平炉等によって溶製すれば良く、リムド鋼，キャッ
プド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼の何れの鋼種であっ
ても良い。また、鋼片の製造も“連続鋳造法”あるいは
“造塊−分塊圧延法”等の何れの手段によっても良い。
物であるが、これら組成の鋼は例えば転炉，電気炉ある
いは平炉等によって溶製すれば良く、リムド鋼，キャッ
プド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼の何れの鋼種であっ
ても良い。また、鋼片の製造も“連続鋳造法”あるいは
“造塊−分塊圧延法”等の何れの手段によっても良い。
【００２０】(B) 鋼片の処理条件（熱延鋼板の製造条
件） 本発明では、熱間圧延に供する鋼片は１１５０〜１２５
０℃に加熱保持してから粗圧延を開始する。なぜなら、
加熱温度が１１５０℃未満であると強度向上に有効でな
い未固溶のNbＣが多くなって目標とする強度の確保が困
難であり、一方、１２５０℃を超える温度域に加熱する
とオ−ステナイト粒が大きくなりすぎ、その後の圧延条
件を調整しても細粒化が十分に達成されずに靱性が低下
するためである。なお、好ましい加熱温度の範囲は１１
５０〜１１９０℃である。ところで、加熱炉に挿入する
鋼片は、鋳造後の“高温のままのスラブ”でも、室温で
放置されたスラブでも構わない。
件） 本発明では、熱間圧延に供する鋼片は１１５０〜１２５
０℃に加熱保持してから粗圧延を開始する。なぜなら、
加熱温度が１１５０℃未満であると強度向上に有効でな
い未固溶のNbＣが多くなって目標とする強度の確保が困
難であり、一方、１２５０℃を超える温度域に加熱する
とオ−ステナイト粒が大きくなりすぎ、その後の圧延条
件を調整しても細粒化が十分に達成されずに靱性が低下
するためである。なお、好ましい加熱温度の範囲は１１
５０〜１１９０℃である。ところで、加熱炉に挿入する
鋼片は、鋳造後の“高温のままのスラブ”でも、室温で
放置されたスラブでも構わない。
【００２１】さて、本発明では、熱間圧延での粗圧延の
条件が重要である。粗圧延では、まず累積圧下率４０％
以上まで圧延されるが、これは再結晶を利用して十分に
細粒化を図るために必要な条件である。そして、再結晶
を十分に行わせるためには、次の圧延まで３０〜１８０
秒間の待機時間を確保する必要がある。この場合、待機
時間が３０秒未満では再結晶が不十分となり、また１８
０秒を超えるとその効果が飽和すると共に生産能率が低
下する。なお、この待機時間は６０〜１２０秒とするの
が好ましい。
条件が重要である。粗圧延では、まず累積圧下率４０％
以上まで圧延されるが、これは再結晶を利用して十分に
細粒化を図るために必要な条件である。そして、再結晶
を十分に行わせるためには、次の圧延まで３０〜１８０
秒間の待機時間を確保する必要がある。この場合、待機
時間が３０秒未満では再結晶が不十分となり、また１８
０秒を超えるとその効果が飽和すると共に生産能率が低
下する。なお、この待機時間は６０〜１２０秒とするの
が好ましい。
【００２２】待機に引続く粗圧延の最終パスでは、９５
０〜１０５０℃で圧下率１５％以上の圧延を１パス行
う。この圧延では、前の粗圧延で粗大に残った未再結晶
粒を再結晶により細粒化させる効果が発揮され、また十
分に細かくなっていた再結晶粒はこの圧延では再結晶せ
ずにフェライト生成核となる変形帯等を蓄積することと
なる。上記粗圧延の最終パスでは、圧延温度が１０５０
℃を超えていると粒成長による粗大化が生じ、一方、圧
延温度が９５０℃未満であると再結晶促進作用が小さす
ぎるので、９５０〜１０５０℃で圧延すると定めたが、
好ましい範囲は９５０〜１０００℃である。
０〜１０５０℃で圧下率１５％以上の圧延を１パス行
う。この圧延では、前の粗圧延で粗大に残った未再結晶
粒を再結晶により細粒化させる効果が発揮され、また十
分に細かくなっていた再結晶粒はこの圧延では再結晶せ
ずにフェライト生成核となる変形帯等を蓄積することと
なる。上記粗圧延の最終パスでは、圧延温度が１０５０
℃を超えていると粒成長による粗大化が生じ、一方、圧
延温度が９５０℃未満であると再結晶促進作用が小さす
ぎるので、９５０〜１０５０℃で圧延すると定めたが、
好ましい範囲は９５０〜１０００℃である。
【００２３】粗圧延後に仕上圧延（通常は連続仕上圧
延）を実施するが、粗圧延から仕上圧延までの間には５
〜１２０秒の待機時間を設ける必要がある。なぜなら、
この待機時間が５秒未満では前述の粗圧延前段までの未
再結晶粒の再結晶が不十分であり、１２０秒を超えても
効果が飽和するからである。ただ、より好ましい待機時
間は５〜３０秒である。
延）を実施するが、粗圧延から仕上圧延までの間には５
〜１２０秒の待機時間を設ける必要がある。なぜなら、
この待機時間が５秒未満では前述の粗圧延前段までの未
再結晶粒の再結晶が不十分であり、１２０秒を超えても
効果が飽和するからである。ただ、より好ましい待機時
間は５〜３０秒である。
【００２４】仕上圧延では、再結晶は起こらず、オ−ス
テナイトが加工硬化し、その後のフェライト変態で変形
帯等から微細なフェライトが生成する。仕上圧延の仕上
温度は７５０〜８５０℃とする。これは、仕上温度が８
５０℃を超えると回復によりオ−ステナイトの加工硬化
が不十分となり、一方、７５０℃未満では変態したフェ
ライトに歪が加わって延性や靱性が劣化する原因となる
からである。仕上圧延のより好ましい仕上温度は７５０
〜８００℃である。
テナイトが加工硬化し、その後のフェライト変態で変形
帯等から微細なフェライトが生成する。仕上圧延の仕上
温度は７５０〜８５０℃とする。これは、仕上温度が８
５０℃を超えると回復によりオ−ステナイトの加工硬化
が不十分となり、一方、７５０℃未満では変態したフェ
ライトに歪が加わって延性や靱性が劣化する原因となる
からである。仕上圧延のより好ましい仕上温度は７５０
〜８００℃である。
【００２５】熱間圧延（仕上圧延）を終えた鋼板は、ま
ず冷却速度３〜５０℃/sで加速冷却する。これは、この
段階での冷却速度が３℃/s未満であるとバンド状パ−ラ
イトが生成して耐水素誘起割れ性が低下し、一方、５０
℃/sを超える冷却速度ではベイナイト量が多くなって延
性が低下するからである。
ず冷却速度３〜５０℃/sで加速冷却する。これは、この
段階での冷却速度が３℃/s未満であるとバンド状パ−ラ
イトが生成して耐水素誘起割れ性が低下し、一方、５０
℃/sを超える冷却速度ではベイナイト量が多くなって延
性が低下するからである。
【００２６】そして、冷却途中の５５０〜７００℃（好
ましくは５５０〜６５０℃）から２〜１０秒間の空冷を
実施する。この空冷によって適量のフェライトが生成す
るので、降伏比を下げると共に延性を向上させることが
可能となる。この場合、空冷時間が２秒未満ではフェラ
イトの生成量が不足するため降伏比低下，延性向上の効
果が十分でなく、一方、空冷時間が１０秒を超えると材
質劣化を招くようになる。
ましくは５５０〜６５０℃）から２〜１０秒間の空冷を
実施する。この空冷によって適量のフェライトが生成す
るので、降伏比を下げると共に延性を向上させることが
可能となる。この場合、空冷時間が２秒未満ではフェラ
イトの生成量が不足するため降伏比低下，延性向上の効
果が十分でなく、一方、空冷時間が１０秒を超えると材
質劣化を招くようになる。
【００２７】途中空冷の後は、再度、冷却速度３〜８０
℃/sで加速冷却が行われる。この第２段目の加速冷却で
の冷却速度が３℃/s未満であるとフェライト粒界に過度
にセメンタイトが析出して靱性が劣化し、一方、８０℃
/sを超える冷却速度で冷却してもその効果は飽和する。
℃/sで加速冷却が行われる。この第２段目の加速冷却で
の冷却速度が３℃/s未満であるとフェライト粒界に過度
にセメンタイトが析出して靱性が劣化し、一方、８０℃
/sを超える冷却速度で冷却してもその効果は飽和する。
【００２８】加速冷却は５００〜６２０℃に至るまで実
施し、加速冷却後は巻取りを行う。この場合、５００℃
を下回る温度まで加速冷却を行うと、鋼板が硬くなって
巻取りが困難になるため製造範囲が狭くなると共に、平
坦さが崩れて巻取った際の形状（姿）が不良となる。一
方、加速冷却を６２０℃よりも高い温度域で終了する
と、粒界へのセメンタイトの析出量が多くなったり、パ
−ライトバンドが生成したりして、靱性や耐水素割れ性
が低下する。なお、加速冷却終了の好ましい温度範囲
（好ましい巻取温度範囲）は５００〜５９０℃である。
施し、加速冷却後は巻取りを行う。この場合、５００℃
を下回る温度まで加速冷却を行うと、鋼板が硬くなって
巻取りが困難になるため製造範囲が狭くなると共に、平
坦さが崩れて巻取った際の形状（姿）が不良となる。一
方、加速冷却を６２０℃よりも高い温度域で終了する
と、粒界へのセメンタイトの析出量が多くなったり、パ
−ライトバンドが生成したりして、靱性や耐水素割れ性
が低下する。なお、加速冷却終了の好ましい温度範囲
（好ましい巻取温度範囲）は５００〜５９０℃である。
【００２９】以下、本発明を実施例によって説明する。
【実施例】まず、表１に示す化学組成の鋼を転炉にて溶
製した後、連続鋳造によりスラブとした。
製した後、連続鋳造によりスラブとした。
【００３０】
【表１】
【００３１】次に、これら各スラブを加熱炉で再加熱
し、表２及び表３に示す条件で処理して10.2mm厚の熱延
鋼板を製造した。
し、表２及び表３に示す条件で処理して10.2mm厚の熱延
鋼板を製造した。
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】このようにして得られた各熱延鋼板からそ
れぞれ板幅方向に“ＡＰＩ規格引張試験片”と“２mmＶ
ノッチシャルピ−試験片”とを採取し、その機械的性質
を調べた。更に、前記各熱延鋼板からそれぞれ「５mm厚
×２０mm幅×１００mm長さ」の試験片を採取し、ＮＡＣ
Ｅ条件｛ｐＨ:3.0で液温が25℃のH2Ｓ飽和溶液(3000pm)
を使用｝で９６時間浸漬した後、超音波探傷法により割
れを測定し、水素誘起割れ性を評価した。これらの試験
による“機械的特性”と“水素誘起割れ性”の調査結果
を、表４及び表５にまとめて示した。
れぞれ板幅方向に“ＡＰＩ規格引張試験片”と“２mmＶ
ノッチシャルピ−試験片”とを採取し、その機械的性質
を調べた。更に、前記各熱延鋼板からそれぞれ「５mm厚
×２０mm幅×１００mm長さ」の試験片を採取し、ＮＡＣ
Ｅ条件｛ｐＨ:3.0で液温が25℃のH2Ｓ飽和溶液(3000pm)
を使用｝で９６時間浸漬した後、超音波探傷法により割
れを測定し、水素誘起割れ性を評価した。これらの試験
による“機械的特性”と“水素誘起割れ性”の調査結果
を、表４及び表５にまとめて示した。
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】表４及び表５に示される結果からは、次の
事項を確認することができる。本発明法に従った試験番
号１〜10及び試験番号26〜35からは、得られた熱延鋼板
は何れもパイプライン用として満足できる強度，伸び及
び降伏比を有すると共に、シャルピ−衝撃試験での遷移
温度が−５０℃以下の優れた靱性を示し、超音波探傷法
での割れ率（Ｃスキャン割れ率）も１％以下であって良
好な耐水素割れ性を有していることが分かる。
事項を確認することができる。本発明法に従った試験番
号１〜10及び試験番号26〜35からは、得られた熱延鋼板
は何れもパイプライン用として満足できる強度，伸び及
び降伏比を有すると共に、シャルピ−衝撃試験での遷移
温度が−５０℃以下の優れた靱性を示し、超音波探傷法
での割れ率（Ｃスキャン割れ率）も１％以下であって良
好な耐水素割れ性を有していることが分かる。
【００３８】これに対して、熱延加熱温度の高い試験番
号11，粗ロ−ル最終パス前の待ち時間の少ない試験番号
12，粗ロ−ル最終パス圧下率の低い試験番号13，粗ロ−
ル最終パスの温度が高い試験番号14，粗ロ−ル最終パス
の温度が低い試験番号15，粗ロ−ル最終パスから連続仕
上圧延までの待ち時間の長い試験番号16，連続仕上圧延
の仕上温度の高い試験番号17では、得られた熱延鋼板は
何れも靱性が劣っている。また、連続仕上圧延での仕上
温度の低い試験番号18では、得られた熱延鋼板は伸びが
低いと共に靱性も劣った結果となっている。
号11，粗ロ−ル最終パス前の待ち時間の少ない試験番号
12，粗ロ−ル最終パス圧下率の低い試験番号13，粗ロ−
ル最終パスの温度が高い試験番号14，粗ロ−ル最終パス
の温度が低い試験番号15，粗ロ−ル最終パスから連続仕
上圧延までの待ち時間の長い試験番号16，連続仕上圧延
の仕上温度の高い試験番号17では、得られた熱延鋼板は
何れも靱性が劣っている。また、連続仕上圧延での仕上
温度の低い試験番号18では、得られた熱延鋼板は伸びが
低いと共に靱性も劣った結果となっている。
【００３９】そして、第１段冷却速度の遅い試験番号1
9，巻取温度の高い試験番号24では、得られた熱延鋼板
は水素誘起割れ性に劣る結果となっている。一方、第１
段冷却速度の速い試験番号20では、得られた熱延鋼板は
伸びが低い結果となっている。更に、空冷開始温度の高
い試験番号21，空冷開始温度の低い試験番号22，空冷時
間を設けなかった試験番号23では、得られた熱延鋼板は
何れも伸びが低く、降伏比が高い結果となっている。
9，巻取温度の高い試験番号24では、得られた熱延鋼板
は水素誘起割れ性に劣る結果となっている。一方、第１
段冷却速度の速い試験番号20では、得られた熱延鋼板は
伸びが低い結果となっている。更に、空冷開始温度の高
い試験番号21，空冷開始温度の低い試験番号22，空冷時
間を設けなかった試験番号23では、得られた熱延鋼板は
何れも伸びが低く、降伏比が高い結果となっている。
【００４０】また、巻取り温度の低い試験番号25では、
得られた熱延鋼板の特性は良好であったものの、“平坦
さの不良”と“巻き姿不良”が生じた。そして、Nb添加
を行わなかった試験番号36及び37では、得られた熱延鋼
板は細粒化が不十分で靱性が劣る結果となっている。
得られた熱延鋼板の特性は良好であったものの、“平坦
さの不良”と“巻き姿不良”が生じた。そして、Nb添加
を行わなかった試験番号36及び37では、得られた熱延鋼
板は細粒化が不十分で靱性が劣る結果となっている。
【００４１】
【効果の総括】以上に説明したように、この発明によれ
ば、強度，低温靱性，耐水素誘起割れ性，成形性（延
性，低降伏比）に優れた熱延高張力鋼板を作業性良く安
定製造することが可能となり、ラインパイプ等の母材性
能の性能向上に大きく寄与することができるなど、産業
上有用な効果がもたらされる。
ば、強度，低温靱性，耐水素誘起割れ性，成形性（延
性，低降伏比）に優れた熱延高張力鋼板を作業性良く安
定製造することが可能となり、ラインパイプ等の母材性
能の性能向上に大きく寄与することができるなど、産業
上有用な効果がもたらされる。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−295435（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−81034（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−286214（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−227715（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−69918（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量割合にて Ｃ：0.04〜0.12％， Si： 0.5％以下， Mn： 1.0〜 1.8％， Ｐ：0.03％以下， Ｓ： 0.005％以下， Al： 0.005〜0.08％， Ｎ：0.0080％以下， Nb：0.02〜0.06％， Ti：0.04％以下 を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片
を、１１５０〜１２５０℃に加熱し、まず圧下率の累計
が４０％以上となる粗圧延を行った後、一旦３０〜１８
０秒間保持し、引き続いて９５０〜１０５０℃の温度域
で圧下率１５％以上の粗圧延を更に１パス行って熱間粗
圧延を終了し、次いで、この粗圧延終了の５〜１２０秒
後から熱間仕上圧延を開始して７５０〜８５０℃で該仕
上圧延を終えた後、３〜５０℃/sの冷却速度で５５０〜
７００℃まで冷却し、ここで２〜１０秒間の空冷を行っ
てから、再度５００〜６２０℃の温度域まで３〜８０℃
/sの冷却速度で冷却して巻取ることを特徴とする、耐水
素誘起割れ性と靱性に優れた熱延高張力鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 重量割合にて Ｃ：0.04〜0.12％， Si： 0.5％以下， Mn： 1.0〜 1.8％， Ｐ：0.03％以下， Ｓ： 0.005％以下， Al： 0.005〜0.08％， Ｎ：0.0080％以下， Nb：0.02〜0.06％， Ti：0.04％以下 を含み、更に Cu： 0.5％以下， Ni： 0.5％以下， Cr： 0.5％以下， Mo： 0.5％以下， Ｖ：0.10％以下， Ca：0.01％以下 のうちの１種又は２種以上をも含むと共に残部がFe及び
不可避不純物から成る鋼片を、１１５０〜１２５０℃に
加熱し、まず圧下率の累計が４０％以上となる粗圧延を
行った後、一旦３０〜１８０秒間保持し、引き続いて９
５０〜１０５０℃の温度域で圧下率１５％以上の粗圧延
を更に１パス行って熱間粗圧延を終了し、次いで、この
粗圧延終了の５〜１２０秒後から熱間仕上圧延を開始し
て７５０〜８５０℃で該仕上圧延を終えた後、３〜５０
℃/sの冷却速度で５５０〜７００℃まで冷却し、ここで
２〜１０秒間の空冷を行ってから、再度５００〜６２０
℃の温度域まで３〜８０℃/sの冷却速度で冷却して巻取
ることを特徴とする、耐水素誘起割れ性と靱性に優れた
熱延高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12174497A JP3301348B2 (ja) | 1997-04-24 | 1997-04-24 | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12174497A JP3301348B2 (ja) | 1997-04-24 | 1997-04-24 | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298645A JPH10298645A (ja) | 1998-11-10 |
| JP3301348B2 true JP3301348B2 (ja) | 2002-07-15 |
Family
ID=14818816
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12174497A Expired - Fee Related JP3301348B2 (ja) | 1997-04-24 | 1997-04-24 | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3301348B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100415672B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 인장강도 780ＭＰａ급 구조용 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR100584762B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | 재질이방성이 적은 라인파이프용 열연강판의 제조방법 |
| KR100568365B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 고강도, 저온인성이 우수한 열연 라인파이프용 강재의제조방법 |
| KR101091282B1 (ko) | 2004-09-30 | 2011-12-07 | 주식회사 포스코 | 용접성이 우수한 인장강도 780㎫급 고강도 열연강판의제조방법 |
| JP4252974B2 (ja) * | 2005-05-25 | 2009-04-08 | 株式会社日本製鋼所 | クラッド鋼用母材および該クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼の製造方法 |
| KR100711464B1 (ko) | 2005-12-15 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 저항복비 및 우수한 항복강도 이방성을 갖는 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
| KR101185359B1 (ko) | 2010-10-27 | 2012-09-21 | 현대제철 주식회사 | 저항복비를 갖는 고강도 ａｐｉ 열연강판 및 그 제조 방법 |
| JP5612532B2 (ja) * | 2011-04-26 | 2014-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| ES2589640T3 (es) * | 2011-08-09 | 2016-11-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Lámina de acero laminada en caliente con alto límite de elasticidad y excelente absorción de energía del impacto a baja temperatura y resistencia al ablandamiento de la ZAC y método para producir la misma |
| KR101400516B1 (ko) * | 2012-08-30 | 2014-05-28 | 현대제철 주식회사 | 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법 |
| JP6143355B2 (ja) * | 2013-10-22 | 2017-06-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板 |
| KR20170043662A (ko) * | 2014-09-25 | 2017-04-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 전기 저항 용접 강관용 강대 및 전기 저항 용접 강관 그리고 전기 저항 용접 강관용 강대의 제조 방법 |
| JP6260757B1 (ja) * | 2017-06-22 | 2018-01-17 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板 |
| KR102164094B1 (ko) * | 2018-10-26 | 2020-10-12 | 주식회사 포스코 | 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법 |
| KR102164110B1 (ko) * | 2018-10-26 | 2020-10-13 | 주식회사 포스코 | 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 |
| EP3872219A4 (en) * | 2018-10-26 | 2021-12-15 | Posco | HIGH STRENGTH STEEL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO SULPHIDE Cracking AND PROCESS FOR ITS MANUFACTURING |
| KR102326109B1 (ko) * | 2019-12-16 | 2021-11-16 | 주식회사 포스코 | 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
| CN114737119B (zh) * | 2022-04-02 | 2023-04-11 | 福建三宝钢铁有限公司 | 一种低成本高质量sphc板坯及其制备方法 |
-
1997
- 1997-04-24 JP JP12174497A patent/JP3301348B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10298645A (ja) | 1998-11-10 |
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