JPH02156021A - 高張力鋼板の製造法 - 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） 本発明は特に、溶接性及び低温靭性の優れた高張力厚鋼
板の製造法に関するもので、鉄鋼業においては厚板、ホ
ットコイルなどに適用可能である。

この方法で製造した鋼は低温靭性に優れ、かつ安価であ
るという特徴をもち、主にラインパイプなど大径鋼管全
般に用いることができる。

（従来の技術） 近年におけるエネルギー需要の増大により、石油、天然
ガスの経済的輸送手段としてのラインパイプの建設が活
発化し、さらに北極海沿岸地域やシベリアなどの寒冷地
において多数の大規模な油田、ガス田が発見されるに至
り、今日のラインパイプは長距離、大量輸送が前提とな
った。

このため経済性の点からラインパイプは大口径高圧化及
び薄肉化の一途をたどり、素材に対してはＡ　Ｐ　Ｉ　
Ｘ７０．　Ｘ８０　（Ｔ　Ｓ６０〜７０ｋｇｆ／ｍＪ）
クラスの高強度と優れた低温靭性が要求されるようにな
った。また現地でのフィールド溶接の効率化のため小人
熱の自動溶接が普及しつつあり、溶接部の硬化、割れ防
止の観点から溶接性に対する要求が厳格化してきた。

従来寒冷地使用のラインパイプ素材はＮｂ、Ｖ等の細粒
化、析出硬化元素を含有させたフェライト・パーライト
鋼の制御圧延によって製造していた。しかし、ラインパ
イプの高強度、高靭性化及び溶接性の厳格化傾向に対し
て、従来のＮｂ、Ｖ等を含有させたフェライト・パーラ
イト鋼では要求品質特製、特に強度及び溶接性を満足す
ることは困難となってきた。

これに対処するため、Ｃ含有量を下げ、パーライト量を
少なくして溶接性、靭性の改善を図ったＰｅａｒｌｌＬ
ｅ　Ｒｅｄｕｃｅｄ　！１ｉｎｅｅｌ　（略称ＰＲ３）
や、低Ｃ１高Ｍｒｌ化し、Ｎｂ、Ｍｏを含有させたＡｅ
ｌＣｕｌａｒＰｅｒｒｌ　ｔｅ鋼（以下ＡＦ鋼と言う）
が開発実用化されている。しかしながら、これらの鋼は
いずれもフェライト・パーライト組織で強度的には厚み
１５１１１１１でＴ　Ｓ　６［１ｋｇ　ｆ　／　＋＋４
が限界で、溶接性に関しても十分に満足できるものでは
なかった。

そこで、ＴＳ６０〜７０ｋｇ　ｆ　／ｅＪ　（Ａ　Ｐ　
Ｉ　Ｘ７０〜８０クラス）の強度と優れた低温靭性を得
るために、鋼組織の微細なベイナイト化を図るＮｂ−Ｂ
複合添加鋼が開発された（特開昭５８−７７５２８号公
報）。

しかしこの鋼では、微細なベイナイト組織を得るために
はスラブ再加熱時に固溶Ｎｂを充分に確保する必要があ
った。その結果Ｃを非常に低くしなければならず、製鋼
コストの増大を招いていた。

そのため高強度で低温靭性に優れ、かつ大量生産可能な
安価な鋼材の開発が強く望まれていた。

（発明が解決しようとする課題） 本発明はラインパイプなど大径鋼管用高張力鋼材を安価
に提供するためのものである。この方法で製造した鋼は
高強度で低温靭性に優れ、かつ安価であるという特徴を
もち、工業的な大量生産に適している。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は重量％でＣ：　０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：　１．０〜２．０％、Ｐ　
：　０．０３％以下、Ｓ　：　０．０１％以下、Ｔ　Ｉ
：０．０３〜０，１０％、Ｂ　：　０．０００５〜０．
００２０％、Ａ、Ｑ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５
％以下に、必要に応じてＣｒ：０．０５〜０．３０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３０％の一種または二種を含有し
、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を１１００
〜１２５０℃の温度範回に加熱して、９００℃以下の累
積圧下量６０％以上、終了温度６８０〜８００℃で圧延
を行なった後、空冷または冷却速度１０〜４０℃／ｓｅ
ｃで５５０〜３５０℃の温度まで加速冷却、その後空冷
することである。

（作　　用） 以下、本発明について詳細に説明する。

本発明鋼の著しい特徴は、　（１）Ｎｂの代わりにＴｉ
を用い、かつ微ｆｆ１Ｂを複合添加して圧延組織のベイ
ナイト化と微細析出ＴｉＣ，ＴｔＮによる母材及び溶接
部の強度、靭性の向上、（２）Ｎｂよりγ（オーステナ
イト）相に固溶し易いＴｉを用いているため高Ｃ化が可
能で、Ｔｌ以外の合金成分が少ないことによる製鋼コス
トの低減、　（３）加熱後のＣＲによる圧延組織の細粒
化にある。

従来のフェライト・パーライト組織では、安価に高強度
を得ることは不可能であり、圧延組織のベイナイト化に
よって、強度の向上を図る必要がある。この目的のため
焼入性向上効果のあるＢの利用が極めて有効である。

Ｂは微量（５〜２０ｐｐｍ）で圧延組織のベイナイト化
に有効でかつ安価なため本発明鋼にとって必須の元素で
ある。しかし、Ｂは溶接部靭性、溶接性にとって極めて
存置であるため、Ｂの含ａ量についてはとりわけ十分な
配慮が必要である。Ｂｆｆｉが０．００２０％より多い
とＨＡＺが硬化するだけでなく、オーステナイト粒界に
Ｂ化合物が生成する。したがってＢｍの上限を０．００
２０％とすることが必要である。

一方Ｂの焼入性の安定確保のためには少なくとも０．０
００５％が必要であり、この量は通常の焼入焼戻処理に
おける場合より多い。最も好ましい含有量は０．００１
０〜０．００１５％である。

焼入性ば効果のあるＢの存在形態は圧延終了後の冷却時
にオーステナイト粒界に均一に偏析した状態であり、析
出物になると効果がなくなる。したがって固溶Ｂの適性
確保が焼入性を安定して向上させるために必要であるが
、Ｂは窒化物ＢＮを形成し易いため、より強力な窒化物
形成元素でＮを固定しておく必要がある。このためＴＩ
を添加することは非常に有効である。

さらにベイナイト鋼の靭性は結晶粒度依存性が極めて強
いことから、ベイナイト鋼の母材、ＨＡＺ靭性を向上さ
せ、ラインパイプ素材としてふされしい低温靭性を確保
するためには、圧延組織及びＨＡＺの徹底的な細粒化を
図る必要がある。

このためには後述する加熱圧延条件の限定と合せて、合
金元素としてのＴＩのａ動詞用を図ることが重要である
。

上述の如＜ＴＩはＮをＴｉＮとして固定しＢの焼入性向
上効果を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出したＴ
　ｉ　Ｎ、　Ｔ　ｉ　Ｃ（０，０５μ以下）は加熱時の
オーステナイト粒（以下加熱γ粒と言う）を細粒化し、
圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する
微細ＴｉＮ、Ｔｉｃは溶接時にＨＡＺ組織を細粒化する
。

しかしながら、通常の製鋼法で生成する粗大なＴｔＮは
靭性に対し悪影響を与える。従ってＴＩを添加し、これ
を逆に母材及びＨＡＺの靭性向上に役立てるためには、
ＴｉＮを微細析出させることが、この鋼をラインパイプ
に適用する上で必須である。

また高強度鋼を大量にしかも安価に製造するには、他の
高価な合金成分の添加を極力避ける必要があるため、Ｔ
ｉを化学量論的にＮを固定するのに十分である以上に添
加し、ＴｉＣを析出させ強度を確保する必要がある。

このためにはＴＩ、Ｎｆｆ１を合せて制限することが有
効であり、ＴＩ、Ｎ量をそれぞれ０．０３〜０．１０％
、　　０．００５％以下に限定する。Ｔｉの下限はそれ
以下であるとＴｉＣ不足で母材の強度の確保が困難であ
り、また母材とＨＡＺの靭性を向上させるための必要最
小量である。一方Ｔｉ、Ｎ量の上限は、これを超えると
通常の製鋼工程では微細なＴＬＮが得られず、また過剰
のＴｉＣが析出し母材及びＨＡＺ靭性を劣化させるため
である。

以下成分範囲限定理由について説明する。

前記特徴をもつ本発明鋼中、第１の発明の鋼の成分範囲
はＣ：　０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍ口：１．０〜２．０％、Ｐ　：　０．０３％以下、Ｓ
：０゜０１％以下、Ｔｌ：０．０３〜０．１０％、Ｂ　
：　０．０００５〜０．００２０９６、Ａｐ：０．０５
％以下、Ｎ　：０．００５％以下を含有させたものであ
る。

ＴＩ　、Ｂ、Ｎについては前述した通りである。

Ｃ含有量を０．０４〜０．１２％に限定した理由は、溶
接性の向上と強度の確保及び製鋼コスト低減のためであ
る。即ちラインパイプでは中継溶接のため小人熱の現地
溶接が行われるが、この溶接部は硬化し品く、各種の溶
接割れが発生し、これを起点としてラインパイプが破壊
する場合がある。しかし無数の割れを完全に補修溶接す
るには莫大な費用を必要とし、溶接時にできる限り発生
しないように配慮することが肝要である。

このためには溶接環、溶接条件等の選定も重要であるが
、まず第１に硬化性が少ないラインパイプ素材を使用す
ることが極めて重要である。そのためＣ含有量の上限を
０．１２％とした。

またベイナイト鋼では母材及び溶接部に高炭素島状マル
テンサイトが多量に生成し、靭性、対水素誘起割れ性を
劣化させるが、島状マルテンサイトの息を低減し、微細
に分散させ、これらの特性を向上させるためにも低Ｃ化
は有効である。

しかしながら余りにも極端なＣ含有量の低減は、ＴＩの
炭窒化物による析出強化、微細化効果を弱め、また母材
及び溶接部の強度確保が困難となり、さらに製鋼コスト
の上昇を招くため下限を０．０４％に限定する。

Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的にａＫされる元素であるが、
ＳＩは溶接性及び溶接部の靭性対策上好ましくない元素
であるため、その上限を０，５％とした。

Ｍｎは本発明鋼の変態点を低下させ、ＣＲによる材質向
上効果を高め、また圧延組織のベイナイト化を図って強
度、靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元素である
。しかし、１．０％未満ではベイナイト化が不十分とな
り目的とする強度、靭性が得られないため下限を１．０
％とし・た。

一方Ｍｎが多過ぎると焼入性が増加し、島状マルテンサ
イトが生成し、母材及びＨＡＺの靭性が劣化するばかり
か、炭素当量が高くなって溶接性を阻害するため上限を
２．０％とした。望ましいＭｎの範囲は１．４〜１．７
％である。

ＡＮは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含有される
元素であるが、Ａｊ　ｔｏｔａｌが０，０５％を超える
と、ＨＡＺの靭性が劣化するため上限を０．０５％とし
た。尚、加熱時にＡｆｌＮが固溶せず、ＮがＡｆｆによ
って固定される場合にはＡＩはＴＩと同様、Ｂの焼入性
向上に役立つ。

不純物であるＳを０．０１％以下に限定した理由は、寒
冷地で使用される大径高圧ガスラインパイプでは、不安
定延性破壊防止の点から母材及び溶接部に高吸収エネル
ギーが要求される。

本発明ではかなり低い温度域での圧下を行っており、一
般に衝撃値は低下する。このため衝撃値の向上対策とし
てＳを０，０１％以下とした。この場合Ｓが低い程靭性
は改善されるが、特に０．００１％以下とすることによ
って大幅に向上する。

また本発明鋼は不純物としてＰを含有するが通常０．０
３％以下であり、低い程母材、溶接部靭性、溶接性は向
上する。

第２の発明においては、第１の発明の鋼の成分及び製造
プロセスに、さらにＣｒ：ｏ、０５〜０．３０％、Ｃｕ
：０．０５〜０．３０％の一種または二種を含有させた
ものである。

これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の母材
強度、靭性の向上と製造可能な板厚の拡大を可能とする
ところにあり、その含有量は自ら制限されるべき性質の
ものである。

Ｃｒは圧延組織のベイナイト化を促進し、強度、靭性を
向上させる他、対環境腐食性を有し安価な元素であるた
め、その利用価値は高い。しかし、０．０５％未満では
十分にその効果が得られず、また多量に添加すると溶接
部の硬化性を増大させ、靭性及び対割れ性の低下を招く
ため、その上限を０．３０％とした。

Ｃｕは溶接性に悪影響を与えることなしに母材の強度、
靭性、溶接部靭性を向上させる極めて好ましい元素であ
り、ベイナイト鋼においても析出硬化により強度を上昇
させる。さらに対環境腐食性、対水素誘起割れ性などに
効果がある。しかし、０．０５％未満では十分にその効
果が得られず、また多量に添加すると、鋼の熱間圧延中
にＣｕ　−クラックが発生し、製造が難しくなる。その
ため上限を０．３０％とした。

以上の如く成分系を限定しても加熱圧延条件が不適当で
あれば、優れた強度、靭性を得ることができないため加
熱圧延条件も合せて限定する。

前述の如く、ベイナイト鋼の靭性は結晶粒度依存性が強
く、十分に圧延組織を細粒化しなければ、十分な低温靭
性を確保することができない。

このためにはまず加熱温度の下限を１１００℃に限定し
た。この理由は１１００℃未満であると、ＴＩが十分固
溶せず圧延中に再析出するＴｉＣ（Ｎ）か少なく、γ粒
再結晶抑制効果が期待できないためである。

一方上限を１２５０℃としたのはこの温度以上になると
鋼片中の微細析出したＴｉＮが粗大化し始め、加熱γ粒
及びＨＡＺの微細化効果が十分に望めなくなるためであ
る。

しかし、加熱γ粒を如何に細粒化しても＋１）に圧延し
ただけでは、高強度と優れた低温靭性を持った鋼板を製
造するのは難しい。それ故、圧延条件についても制限を
加える。

本発明では圧延条件として９００℃以下の累積圧下率を
６０％以上かつ仕上温度を６８０〜８００℃と限定した
。この条件に従えば鋼板の強度、靭性は大幅に向上する
。

以下圧延条件の限定理由について述べる。

まず９００℃以下の累積圧下率を６０％以上であると、
フェライト粒の細粒化が著しくなり強度と靭性が大幅に
向上する。しかし、累積圧下率が６０％未満であると高
強度と優れた靭性を確保できない。

一方９００℃以下の累積圧下率が６０％以上であっても
、仕上温度が８００℃以上では著しく優れた強度と靭性
をもつ鋼板が製造できない。

仕上温度を８００℃未満とすることによって、フェライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方の向
上または靭性を劣化させずに強度を向上させることがで
きる。

また、本発明鋼の成分範囲、加熱圧延条件であれば、フ
ェライト・オーステナイト域あるいはフェライト域での
相当量の圧延を行っても低温靭性は良好であり、強度を
高めるために有効であるが、仕上温度の下限が６８０℃
以下になると加工硬化が著しくなり、靭性が劣化し始め
る。このため仕上温度を６８０〜８００℃に限定した。

圧延後の冷却については空冷で強度、伸び、靭性に優れ
たＡＰＩＸ７０クラスの鋼板が製造できるが、スプレー
水、ミストあるいは空気で加速冷却することは圧延組織
のベイナイト化、細粒化を図る上で効果的である。この
場合、ｌＯ〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度が望ましい。

しかし水冷停止温度が５５０℃以上ではＡＰＩＸ８０ク
ラスの強度の確保が困難であり、３５０℃以上では靭性
の確保が難しくなる。このため加速冷却する場合、５５
０〜３５０℃で冷却を停止し、その後空冷すれば強度、
靭性共に優れた鋼板が製造できるため、水冷停止温度を
５５０〜３５０℃に限定した。

尚、本発明の鋼片製造法としては造塊法、連続鋳造法い
ずれでも可能であるが、連続鋳造法は冷却速度が速く微
細なＴｉＮを多く得られるためより好ましい。また、熱
間圧延法としてホットストリップ圧延、厚板圧延、形鋼
圧延等が採用される。

（実　施　例） 転炉一連続連鋳−圧延工程で製造した種々の鋼成分の鋼
板（厚み１５〜１７＋Ｉ１ｍ）を製造し、母材及び溶接
部の機械的性質を調べた結果を表１に示す。

表１での鋼１〜１２は本発明鋼、鋼１３〜１８は比較鋼
である。鋼１３はＣが上限値より高いもの、鋼１４はＴ
ｉが下限値より少ないもの、鋼重５はＢが下限値より少
ないもの、鋼１６は９００℃以下の累積圧下率が下限値
以下のもの、鋼１７は水冷停止温度が低いもの、鋼１８
は９００℃以下の累積圧下率が下限値以下でかつ仕上温
度が高いものである。

尚、溶接部の靭性は入熱３０ｋＪ／ｃｍ相当の内外面造
管溶接を行い、溶接金属と熱影響部が５０対５０となっ
ている部分の一２０℃での値である。

本発明鋼は高強度にもかかわらず低温靭性及び溶接部の
靭性が良好である。これに対し比較鋼では強度と靭性両
者を満足させてはいない。

（発明の効果） 本発明により大径鋼管用鋼を大量、かつ安価に製造する
ことが可能になった。その結果ラインノくイブの工期が
短縮すると共に寒冷地における石油、天然ガスの経済的
輸送ができるようになった。

代 理 人

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００５％以下、 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を
   １１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９００℃
   以下の累積圧下量６０％以上、終了温度６８０〜８００
   ℃で圧延を行なった後、空冷または冷却速度１０〜４０
   ℃／ｓｅｃで５５０〜３５０℃の温度まで加速冷却、そ
   の後空冷することを特徴とする高張力鋼板の製造法。 ２、重量％で Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００５％以下、 にさらに Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、 Ｃｕ：０．０５〜０．３０％ の一種または二種を含有させ、残部が鉄及び不可避的不
   純物からなる鋼片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に
   加熱して、９００℃以下の累積圧下量６０％以上、終了
   温度６８０〜８００℃で圧延を行なった後、空冷または
   冷却速度１０〜４０℃／ｓｅｃで５５０〜３５０℃の温
   度まで加速冷却、その後空冷することを特徴とする高張
   力鋼板の製造法。