JPH01156424A - 低温靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は低温靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法
に係り、特に板厚が２５間以上のドロップ・ウェイト・
テイヤー・テスト（Ｄ　ｒｏｐ　Ｗ　ｅｉｇｈｔＴ　ｅ
ａｒ　Ｔ　ｅｓｔ、以下ＤＷＴＴと称する）の８５％延
性破面遷移温度が一２０℃以下の非調質高張力鋼板の製
造方法に関する。

〔従来の技術〕

近年、北方や北極圏の寒冷地において、大規模な油田、
ガス田が開発され、これに伴いガス、原油を効率的かつ
経済的に消費地まで輸送するために、大径厚内の高張カ
ラインパイプの需要が急増している。

上記の如き気象条件で使用されるラインパイプ素材とな
る鋼板に対しては当然のことながら高強度と共に優れた
低温靭性、特にＤＷＴＴ特性が要求されろ。これらの厳
しい材質特性を満足させるためにラインパイプ用鋼板は
特開昭５２−８２６２４、特開昭５４−７１７１５ある
いは特開昭５４−１５７７２０に見られるようにＮｂ、
Ｖ、Ｔｉｗｌを制御圧延法により製造されている。

また、最近非調質高張力鋼板の製造方法として、制御圧
延後加速冷却を行う技術が進歩し、上記の制御圧延によ
るよりも更に高張力化し、しかも靭性が劣化しない特徴
が多く利用されている。従って、Ｔｉ含有鋼にもこの技
術を適用する例が特開昭５２−１１１４１３に見られろ
。また、この例に明示されている如く圧延後の加速冷却
において０１％未満のＴ１では微細なＴｉ（Ｃ，Ｎ）の
析出が不十分となり、鋼の強度を上昇させる目的が達成
できないとされている。しかしながら０１％を越えるＴ
１の添加では高強度化はできるが、ＤＷＴＴ特性が劣化
するという欠点がある。

以上の観点からＴｉ含有量を制限し、鋼の高強度化とＤ
ＷＴＴ特性の改善が同時に達成できる技術の開発が要望
されている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

本発明の目的は、上記従来技術に対する要望に応え、Ｔ
ｉを０．１％以下に限定した鋼において微量のＮｂを有
効に利用し、ＤＷＴＴ特性に優れた非調質高張力鋼板の
効果的な製造方法を提供するにある。

〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明の上
記の目的は次の２発明によって達成される。第１発明の
要旨とするところは次の如くである。すなわち、 重量比で Ｃ：　　０．０３〜０１２％、　　Ｓｉ：　　０．１〜
０５％Ｍ　ｎ：　　１　、０〜２．５％、可溶性ＡＩ？
　０．００５〜０．０６％Ｔｉ：　　０．０４〜０１％
、　　　Ｎｂ：　０．００５〜０．０２％を含有し残部
がＦｅおよび不可避的不純物より成るスラブを１０５０
〜１２５０℃の温度範囲に加熱する段階と、前記加熱後
（Ａ「３変態点＋１５０℃）以下の未再結晶γ域におい
て圧下率が６０〜９０％の圧延を行う段階と、前記圧延
後〔（Ａｒ、変態点−２０℃）〜（Ａｒ変態点−１２０
℃）〕の（γ＋α）２相域において圧下率が２０〜６０
％の圧延を行う段階と、前記圧延後直ちに２〜ｂ ６５０℃以下４００℃を越九ろ温度範囲まで冷却し以後
放冷する段階と、を有して成ることを特徴とする低温靭
性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法である。

第２発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、第１発明と同一基本成分の他に更にＮｉ：　
０５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下
、ｖ二〇　１％以下、Ｃｒ：０．５％す下、Ｃａ：　０
０１％以下、希土類金属二　００１％以下のうちから選
ばれた何れか１種または２種以上を含有し残部がＦｅお
よび不可避的不純物より成るスラブを第１発明と同一の
方法で加熱、圧延、冷却を行う低温靭性の優れた非調質
高張力鋼板の製造方法である。

本発明の基礎となった実験について説明する。

０．０７％Ｃ−０，２５％５ｉ−１，６％Ｍｎ−０，０
３％Ａｌ−０，０１５％Ｎｂ系を基本としＴｉ含有量を
変えた鋼を用い、１１５０℃に加熱後（Ａｒ３変態点＋
１５０℃）以下の未再結晶γ域で６５％の圧下を与え、
続いて（Ａｒ３変態点−２０℃）から（Ａｒ３変態点−
１２０℃）の（γ十〇）２相域で４０％の制御圧延を行
い、その後１０℃／Ｓの冷却速度で５００℃まで加速冷
却した場合の引張強さ（ＴＳ）とＤＷＴＴの延性破面遷
移温度（８５％ＦＡＴＴ）の関係を調査し結果を第１図
に示した。第１図には比較鋼として上記と全く同一の処
理をした０　０７％Ｇ−０．２５％５ｉ−１６％Ｍ　ｎ
　−０、０３％Ａｌ系のＮｂを含有しないｍのＴｉ含有
量の影響も併せて示した。

ＴＳについてみると、Ｎｂを含有する本発明鋼、Ｎｂを
含有しない比較鋼ともにＴｉ量の増加とともにＴＳは上
昇する。しかしＤＷＴＴ特性についてみると、本発明鋼
のＤＷＴＴ特性は比較鋼に比べて低温側に移行し、更に
本発明鋼は０，１％ＴｉまではＤＷＴＴ特性が劣化しな
い乙とがわかる。

また、第１図には上記のＮｂを含有する本発明鋼と同一
成分の鋼を用いて未再結晶γ域では６５％の圧下を与え
、（γ＋α）２相域での圧下率を０％とした場合の比較
鋼の材質特性も示した。この比較から（γ十〇）２相域
で４０％の圧延を行うことによりＤＷＴＴ特性が低温側
に移行することがわかる。

以上の結果から本発明鋼はＤＷＴＴ特性を劣化すること
なく高強度化が図れることが判明した。

この理由は明らかでないが、０１％以下の１１Ｍ４の未
再結晶γ域ばＡｒ、変態点〜（Ａｒ３変態点＋１００℃
）の範囲であるが、００２％以下のＮｂ添加により未再
結晶γ域がＡ　ｒ３変態点〜（Ａ　ｒ、変態点＋１５０
℃）の範囲に拡大される。乙の未再結晶γ域が拡大さハ
ることにより、γ域（ま容易に伸長化し、更に粒内に変
形帯が多数導入されγ粒が微細化される。

このように微細化したγ粒を（Ａ　ｒ３変態点−２０℃
）以下の（γ十〇）２相域で圧延すると、圧延されるフ
ェライト粒が微細なため靭性はほとんど劣化しない。ま
た、（γ十〇）２相域での圧下率を２０％以上とするこ
とにより板厚中心部においてもセパレーションが発生す
る。これらの重量効果によりＤＷＴＴ特性が向上するも
のと考えられる。

次に本発明における材料の成分組成を限定した理由を説
明する。

Ｃ： Ｃは００３％未満の場合には高強度が得られず、一方、
０．１２％を越えろと前記の加速冷却においてＴｉ添加
の効果が失われる。また、溶接部の靭性や溶接低温割れ
性の面からもＣが低いほうが好ましいので０．０３〜０
１２％に限定した。

Ｓ　１　： Ｓｉは鋼の脱酸を促進し、また強度を上昇させるので少
なくとも０１％以上添加する。しかしあまり多いと靭性
や溶接性が著しく損なわれるため上限を０５％とし、０
１〜０５％に限定した。

Ｍｎ　： Ｍｎは１０％未満では鋼板の強度および靭性が低下し、
溶接熱影響部（息下ＨＡＺと称する）の較化が大きくな
るため下限を１０％とする。一方、Ｍｎが多すぎるとＨ
ＡＺの靭性が劣化するので上限を２５％とし、１０〜２
５％に限定した。

可溶性Ａｌ　： ＡＩは鋼の脱酸上最低０００５％の添加が必要であり、
一方可溶性Ａｌが０．０６％を越えるとＨＡＺの靭性の
みならず溶接金属の靭性も著しく劣化するので、可溶性
Ａｊは０００５〜０．０６％の範囲にした。

Ｔ１： Ｔｉは本発明の重要元素であるが、０，１％を越えると
本発明の目的であるＤＷＴＴ特性が著しく劣化するので
上限を０．１％とした。また、００４％未満では本発明
のもう一つの目的である高強度が図れないため下限を０
０４％とし、００４〜０１％に限定した。

Ｎｂ　： Ｎｂは本発明の目的であろＤＷＴＴ特性を向上させるた
め必須元素であるが、００２％を越えて添加してもＤＷ
ＴＴ特性の向上は大きく望めないため、上限を００２％
とした。また、０００５％未満ではＮｂによる未再結晶
γ域の拡大効果が生じないため下限を０００５％とし、
０００５〜０．０２％の範囲に限定した。

以上が本発明におけろ高張力鋼の基本成分であるが、更
に高張力化あるいはその他の目的のためにＮｉ、ＣｕＸ
Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、希土類金属のうちから選ばれた
少なくとも１種以上を添加させることができる。これら
の元素を添加しても本発明の特徴は何も失われることな
く、上記諸元前の添加により高張力化あるいは下記の諸
効果が達成されろ。上記成分の添加の目的と添加量を限
定する理由を説明する。

Ｎ　Ｉ　＝ ＮｉはＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を与えるこ
となく母材の強度と靭性を向上させるので添加するが、
高価であるので上限を０５％とした。

Ｃｕ　： Ｃｕｉ、ｆＮｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、耐
食性も向上させるが、０５％を越えると熱間脆性を生じ
やす＜、鋼板の表面性状も劣化するので、０５％を上限
とした。

ＭＯ＝ Ｍｏは圧延時のオーステナイト粒を微細かっ整粒化し、
なおかつ微細なベイナイトとマルテンサイ１−を生成す
るので強度と靭性を向上するが、高価であるので上限を
０５％とした。

Ｖ　： Ｖ　１．を強度と靭性向上のため、および溶接継手強度
確保のため添加するが、０１％を越えて添加すると母材
とＨＡＺの靭性を著しく劣化するので０１％を上限とし
た。

Ｃ「： Ｃｒは微細なベイナイトやマルテンサイトを生成し強度
と靭性を向上させるが０５％を越す添加は溶接性を害す
るので上限を０５％とした。

Ｃａ、希土類金属（以下ＲＥＭと称する）：ＣａとＲＥ
ＭはＭ　ｎ　Ｓの形態制卸をしＣ方向の靭性向上に効果
があるが、それぞれ００１％を越えるＣａおよびＲＥＭ
の添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥の原因となるので
、それぞれ上限を００１％とした。

次に本発明の第２の構成要件である加熱−圧延−冷却条
件の限定条件について説明する。まず、スラブ加熱温度
の下限は本発明がＴｉの析出強化を利用することから、
加熱時にＴｉＣを溶解させる必要がある。そのため最低
の加熱温度はＣ量によるが、本発明の成分範囲では１０
５０℃息上とする必要がある。一方、上限を１２５０℃
としたのは、１２５０℃を越すと加熱時のオーステナイ
ト粒が粗大となり、圧延によっても、冷却後の組織に粗
大なベイナイトやマルテンサイトが混入して靭性を劣化
するからである。以上の理由からスラブの加熱温度は１
０５０〜１２５０℃の範囲とした。

上記条件で加熱されたスラブを（Ａｒ、変態煮干１５０
℃）以下の未再結晶γ域で圧延を実施する。

この圧延はγ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入するた
めに行うが、（Ａ「３変態点＋１５０℃）を越える温度
域では、前記目的が達成されない。次にこの温度域での
圧下率を６０〜９０％の範囲に限定したが、圧下率が６
０％未満ではγ粒の微細化が不十分となり、この後に続
く（γ十〇）２相域圧延時のフェライトが粗大化するた
め靭性が著しく劣化するので圧下率の下限を６０％とし
た。また、９０％を越える圧下率で圧延するとγ粒の微
細化効果が飽和し、フェライト粒の微細化効果が少ない
ため９０％を上限とした。

続いて（Ａｒ３変態点−２０℃）から（Ａｒ３変態点−
１２０℃）の（γ＋（７）２相域で圧延を行うが、圧延
温度が（Ａ　ｒ３変態点−２０℃）を越えて圧延を行う
と、板厚２０關以上では本発明の目的とする板厚中心部
が（γ十〇）２相域とならない。また、圧延温度が（Ａ
ｒ、変態点−１２０℃）未満になると加工硬化したフェ
ライトが多くなり靭性が著しく劣化する。従って（Ａ　
ｒ３変態点−２０℃）から（Ａｒ、変態点−１２０℃）
の範囲に限定した。

次に、（Ａｒ３変態点−２０℃）以下の（７＋α）２相
域での圧下率を２０〜６０％の範囲に限定したが、圧下
率が２０％未満では板厚２０關以上の場合、板厚中心部
にセパレーションの発生が少ないためＤＷＴＴ特性が向
上しない。また、６０％を越える圧下率で圧延すると、
セパレーションは多発するが吸収エネルギーが著しく低
下する。従って圧下率を２０〜６０％の範囲に限定した
。

上記圧延後加速冷却を行うが、冷却速度は２℃／Ｓに満
たないと加速冷却の効果がなく、一方、１５℃／Ｓを越
えろと焼入組織となり焼戻し工程が必要となるので、冷
却速度を２〜ｂ 定した。

前記加速冷却は６５０℃息下４００℃を越えろ温度まで
続は以後空冷とするが、６５０℃を越えろ温度で加速冷
却を停止すると加速冷却による強度上昇効果がほとんど
なく、また４００℃息下で冷却を停止すると鋼板の歪を
生じやすくなるので、加速冷却の停止温度は６５０℃息
下４００℃を越える温度範囲とする。

〔実施例〕

第１表に成分組成を示した供試鋼について、第２表に示
す加熱−圧延−冷却条件により処理して、その鋼板の機
械的性質、脆性破面遷移（ｖＴｒｓ）、ＤＷＴＴおよび
セパレーションの有無等を調査し１その結果を同じく第
２表に示した。

第２表において、試験Ｎｏ、　１〜６は本発明で限定し
た成分組成範囲の第１表のＡ１ｎ４のスラブに種々の加
熱−圧延−冷却条件を施し、いずれも板厚２２鴎の製品
としたものである。まず、試験Ｎａ２はスラブ加熱温度
が１０００℃（１０５０℃未満）と低いためＴＳが低い
。試験＆３は（Ａ　ｒ　３変態点＋１５０℃）以下での
圧下量が３０％（６０％未満）と低いため、また、試験
Ｎｏ、　４は圧延仕上げ温度が７９０℃〔（人「３変態
点−２０℃）を越える〕と高く、（Ａｒ３変態点−２０
℃）以下での２相域圧延を行っていないため両者ともＤ
ＷＴＴ特性が悪い。試験Ｎｏ、　５は制御圧延後加速冷
却をしていないため、更に、試験Ｎｏ、　６は冷却停止
温度が７００℃と６５０℃を越丸で高いため、いずれも
ＴＳが低い。

これらに対し、試験Ｎｏ、　１は本発明の構成要件に従
い製造したため、高い強度と十分なりＷＴＴ特性を有し
ている。

試験Ｎｏ、　７は製造条件において本発明の限定条件を
満足しているが、もう一つの重要な構゛成条件である成
分組成のＮｂを含有していないため、ＤＷＴＴ特性が悪
い。

試験Ｎｏ、　８〜１０は本発明の成分組成を満足するＡ
２〜Ａ４ｔｆ４を、本発明の製造条件によって製造した
板厚２５〜３０１Ｗ＋の鋼材であり、いずれも高い強度
と十分なりＷＴＴ特性を有している。

〔発明の効果〕

本発明は上記実施例からも明らかな如く、成分組成を限
定し、特に０１％以下に限定したＴｉ鋼に微量のＮｂを
有効に添加し、加熱、圧延および冷却条件を限定するこ
とによって強度とＤＷＴＴ特性に優れた鋼板を製造する
ことができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の基礎となった実験における鋼板のＴ１
含有量と引張強さおよび破面遷移温度との関係を示す線
図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量比で Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％Ｍ
   ｎ：１．０〜２．５％、可溶性Ａｌ：０．００５〜０．
   ０６％Ｔｉ：０．０４〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜
   ０．０２％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物よ
   り成るスラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱
   する段階と、前記加熱後（Ａｒ＿３変態点＋１５０℃）
   以下の未再結晶γ域において圧下率が６０〜９０％の圧
   延を行う段階と、前記圧延後〔（Ａｒ＿３変態点−２０
   ℃）〜（Ａｒ＿３変態点−１２０℃）〕の（γ＋α）２
   相域において圧下率が２０〜６０％の圧延を行う段階と
   、前記圧延後直ちに２〜１５℃／ｓの冷却速度で６５０
   ℃以下４００℃を越える温度範囲まで冷却し以後放冷す
   る段階と、を有して成ることを特徴とする低温靭性の優
   れた非調質高張力鋼板の製造方法。
2. （２）重量比で Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％Ｍ
   ｎ：１．０〜２．５％、可溶性Ａｌ：０．００５〜０．
   ０６％Ｔｉ：０．０４〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜
   ０．０２％を含有し、更にＮｉ：０．５％以下、Ｃｕ：
   ０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下
   、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、希土類
   金属：０．０１％以下のうちから選ばれた何れか１種ま
   たは２種以上を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物
   より成るスラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加
   熱する段階と、前記加熱後（Ａｒ＿３変態点＋１５０℃
   ）以下の未再結晶γ域において圧下率が６０〜９０％の
   圧延を行う段階と、前記圧延後〔（Ａｒ＿３変態点−２
   ０℃）〜（Ａｒ＿３変態点−１２０℃）〕の（γ＋α）
   ２相域において圧下率が２０〜６０％の圧延を行う段階
   と、前記圧延後直ちに２〜１５℃／ｓの冷却速度で６５
   ０℃以下４００℃を越える温度範囲まで冷却し以後放冷
   する段階と、を有して成ることを特徴とする低温靭性の
   優れた非調質高張力鋼板の製造方法。